航空用TB6鈦合金退火態粗大β晶粒取向遺傳規律及其對反復熱鍛造后雙態組織形成與性能穩定性的作用機制

TB6鈦合金(國外牌號Ti-1023)是近β型鈦合金， 具有優良的強韌性匹配、高淬透性、耐腐蝕等特點，作 為主承力構件在國內外先進飛機上大量應用［1-6］。美 國ＲAH-66直升機上TB6鈦合金用量占整機用量的12.7%，主要用于制造起落架斜支柱、各類接頭、傳動 結構的支桿、套筒等。在英、法、德等國，TB6鈦合金被 用于NH-90直升機旋翼系統的槳轂中央件和連接件， 波音777的起落架載重梁。由于存在大量β穩定元 素，TB6鈦合金在熔煉過程中容易造成慢共析元素Fe 的富集，從而降低α含量形成“β斑”［7-11］ 。“β斑”屬 于冶金缺陷，其存在會造成合金塑性及疲勞性能的下 降［12-13］，如超過規定尺寸則會影響產品交付。前期研 究表明［14］，在TB6鈦合金鍛造前增加均勻化退火工序 可有效改善鑄錠中Fe元素的晶內偏析，降低“β斑” 出現的概率。然而，由于均勻化退火的溫度高、保溫時 間長，β相晶粒長大不可避免。

本研究采用金相顯微鏡和電子背散射衍射 (EBSD)技術，系統觀察了TB6鈦合金鑄錠在均勻化 退火以及不同鍛造火次后的宏觀與微觀組織，以及β 相的取向特征。重點分析了大尺寸β晶粒在反復熱 變形過程中的組織演變規律及典型取向特征，旨在優 化經均勻化退火的TB6鈦合金鑄錠棒材鍛造工藝的 設計，從而提升TB6鈦合金產品的組織均勻性及質量 穩定性。

1、試驗材料與方法

試驗材料為3t級TB6鈦合金鑄錠，其化學成分(質量分數,%)為Ti、10V、2Fe、3Al、0.10,相變溫度(β→α)為803℃。采用真空退火爐將鑄錠在1200℃保溫48h均勻化退火后，經過9火次的反復鐓拔鍛造，制備成Φ320mm規格的棒材。其中，第1、2和第4火次在單相區鐓拔鍛造,鐓粗變形量約為55%;第3和第5~8火次在兩相區鐓拔鍛造，鐓粗變形量約為50%;第9火次在兩相區拔長鍛造。

從均勻化退火后的鑄錠、第4和第9火次棒坯的端面分別切取厚20mm的試樣，經60%HNO 3 + 40%HF拋光液拋光后，再經13%HNO3+16%HF腐蝕液腐蝕后，使用數碼相機拍攝其低倍組織。隨后在試樣大尺寸晶粒區域及正常晶粒區域取樣，進行組織、織構觀察及分析。組織觀察使用金相顯微鏡，織構檢測使用配備EBSD探頭的Ultra55和JSM7900F場發射掃描電鏡(SEM);取向分析使用TSLOIM和AztecCrystal取向分析軟件，并基于平行長度方向(LD)繪制晶粒取向分布圖和反極圖。

2、試驗結果

2.1均勻化退火態組織及織構

經均勻化退火后，TB6鈦合金鑄錠中的β相晶粒發生了異常長大，尤其是在靠近橫截面心部的位置，β晶粒長大速度更快，晶粒尺寸在20~80mm之間。而正常晶粒區域與未均勻化退火的鑄錠相同，晶粒尺寸均在5mm以下(見圖1(a))。對比圖1(b,c)發現，無論是異常晶粒區域還是正常晶粒區域，其內部均由相互交織的片層狀 α相和殘余 β相組成,呈典型的魏氏組織特征。然而，正常晶粒區域內的 α相片層明顯更細。對檢測的異常晶粒區域的6個大尺寸β晶粒(如圖1(a)中黑色立方體所示)的取向分析表明,其取向差異較大，說明晶粒長大過程中沒有取向擇優的現象;此外，正常晶粒區域的β相同樣也都是非典型取向，不存在明顯的織構，見圖1(d~f)。

2.2第4火次鍛造后棒坯的織構及取向

第4火次為單相區鍛造，主要目的是減小并均勻化棒坯中原始β晶粒的尺寸。由圖2(a)可見，棒坯的低倍組織整體變細，并顯示出逐漸模糊化的趨勢。然而仍可觀察到尺寸較大的長條狀清晰β晶粒(見箭頭所指)，說明經過單相區-兩相區-單相區變形后，組織仍具有一定的遺傳性。第4火次鍛造完成時，棒坯溫度位于相變點以下，顯微組織呈現出典型的網籃組織特征，如圖2(b,c)所示，其中片層a相較均勻化退火后的組織明顯縮短。對比異常大晶粒區域，正常晶粒區域內片層a相更為短小，且排列不再規律，說明正常晶粒區域內的變形更加充分。

圖3為第4火次鍛造后，棒坯異常晶粒區域和正常晶粒區域中β相取向分布圖和反極圖。異常晶粒區域內的β相取向較為單一，幾乎完全由一個大尺寸<111>取向的β相晶粒占據，僅存在少量尺寸較小的<001>和<110>取向的β晶粒(見圖3(a))。相比之下，正常晶粒區域內的β相取向較為多樣，主要由<001>和<112>取向的β晶粒組成，同時β晶粒的尺寸分布也相對均勻(見圖3(b))，這表明正常晶粒區域內的變形更加均勻，β相組織得到了更充分的細化和調整。

2.3第9火次鍛造后棒坯的織構及取向

第5~9火次為兩相區鍛造，其主要目的是實現 α相的等軸化。在第9火次鍛造完成后，棒坯的低倍組織基本呈現模糊化趨勢，但仍可觀察到部分長條狀的清晰晶粒(見圖4(a)中箭頭所指)。根據GJB2218A2018《航空用鈦及鈦合金棒材和鍛坯規范》進行低倍組織評定，該棒坯被判定為不合格。由圖4(b，c)可見，棒坯呈現典型的雙態組織，但α相的等軸化效果不理想,特別是異常晶粒區域內,片層狀 α相的比例更高。這表明盡管經過多火次的鍛造，異常晶粒區域內的組織演變仍然受限，導致 α相難以充分等軸化。

圖5為第9火次鍛造后，棒坯異常晶粒區域和正常晶粒區域中β相取向分布圖及反極圖。在異常晶粒區域內，僅觀察到1個接近<111>取向的β晶粒，表明該區域內的晶粒取向高度集中(見圖5(a))。相比之下，正常晶粒區域內的β相晶粒尺寸較小且取向較為豐富，主要表現為較弱的<110>和<111>取向(見圖5(b))。這表明在正常晶粒區域內，鍛造過程使β相組織得到了更充分的均勻化，顯現出多樣化的取向特征和較好的細化效果。

3、討論

上述試驗結果表明，TB6鈦合金鑄錠經均勻化退火后雖然能改善組織均勻性并避免“β斑”形成，但是在退火中也存在晶粒異常長大，形成大尺寸β晶粒的風險。通過對比圖2(a)和圖4(a),這些大尺寸的β晶粒在宏觀形貌上相似，并且在反復的兩相區鍛造過程中也不易消除。原始β晶粒越大，晶粒內的協調變形能力越強，在同等變形量下，α相越不容易實現等軸化。對比圖2(b,c)、圖4(b,c)可以發現，原始β晶粒越大，其內部片層 α相的數量越多、長度越長。圖6為未進行均勻化退火并采用同樣鍛造工藝制備的TB6鈦合金Φ320mm規格棒材橫截面D/4(D為直徑)位置的顯微組織，α相幾乎全部等軸化，僅存在少量片層狀的a相，說明當原始β晶粒尺寸不均勻時，由于變形的不均勻， α相整體的等軸化受到影響。與均勻退火后鑄錠中較為豐富的β相取向不同(見圖1)，棒坯異常晶粒區域與正常晶粒區域β相的織構差異較大，這也是熱變形不均導致的。近β鈦合金在單相區和兩相區熱變形時，變形量越高，<001>取向的β相比例越高、<111>取向的β相比例越小{15}。通過對比圖3(a,b)和5(a,b)可以看到，原始β晶粒越大，<111>取向β相的比例越高，說明其實際變形量越小，織構的繼承性也越強。由于β晶粒主要依賴單相區變形減小晶粒尺寸來實現均勻化，因此，在后續的工藝設計中，針對均勻化退火的TB6鈦合金鑄錠，可以考慮增加單相區鍛造的火次，以保證其均勻性。

4、結論

1)TB6鈦合金鑄錠在1200℃保溫48h均勻化退火過程中易出現晶粒異常長大現象，β晶粒尺寸可達20mm以上，這些大尺寸β晶粒在后續反復鐓拔鍛造中具有組織和取向的繼承性。

2)TB6鈦合金鑄錠均勻化退火過程中形成的大尺寸β晶粒，由于其在鍛造過程中變形協調能力強，因此碎化過程緩慢，且其內部a相的等軸化程度低。

3)TB6鈦合金鑄錠均勻化退火后形成的大尺寸β晶粒取向較為豐富、無取向擇優現象，但在反復鐓拔鍛造后，β晶粒主要呈<111>取向。

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（注，原文標題：TB6鈦合金鑄錠均勻化退火及鍛造過程中的組織演變_顏孟奇）