TC4(Ti-6Al-4V)合金是美國1954年研制成功的Ti-Al-V系α+β型鈦合金，已廣泛應用于航空、航天、兵器、汽車、能源、醫(yī)療器械及體育用品等領(lǐng)域。全球TC4合金半成品的產(chǎn)量占各種鈦合金產(chǎn)量的一半以上，在航空航天工業(yè)中超過70%。TC4合金在航空發(fā)動機中主要用于制造風扇和壓氣機盤、葉片、機匣等零件，以及各種類型的緊固件[1-3]。

航空發(fā)動機葉片的工作條件極為復雜和苛刻，承受著巨大的氣動應力、離心應力和溫度負荷作用[4]。因此，各國對航空發(fā)動機葉片用棒材制定了更為嚴格的標準，提高了棒材的組織、力學性能和探傷的要求。例如，在GJB494A-2008《航空發(fā)動機壓氣機葉片用鈦合金棒材規(guī)范》中，要求轉(zhuǎn)子葉片用TC4鈦棒材的初生α相含量不低于30%，小規(guī)格棒材（Φ≤50mm）的抗拉強度和屈服強度均高于國標（GB2965-2007）和其他軍標（GJB2218A-2008）。另外，葉片用棒材的探傷要求更加嚴格，靜子葉片用小規(guī)格棒材（Φ≤45mm）的超聲波檢測雜波水平不大于Φ0.8~9dB，轉(zhuǎn)子葉片用棒材雜波水平不大于Φ0.8~12dB。然而，TC4棒材的力學性能、超聲波雜波水平不僅與棒材的微觀組織有關(guān)[5-7]，而且受到棒材織構(gòu)的影響[8-12]。李華等人研究了TC4合金顯微組織對超聲波探傷雜波水平的影響，發(fā)現(xiàn)探傷雜波水平較高區(qū)域呈現(xiàn)出明顯的顯微組織不均勻性，不均勻區(qū)域顯微組織晶體取向變化是產(chǎn)生雜波的根本原因[7]。M.Humbert等人在研究IMI834合金的超聲波檢測時，發(fā)現(xiàn)發(fā)射波強度與樣品中的織構(gòu)宏區(qū)有關(guān)，這是因為超聲波在沿晶格

c軸方向傳播速度更快[8]。駱雨萌等人發(fā)現(xiàn)930℃熱軋TC4鈦合金均具有顯著的力學性能各向異性，這與板材中形成的{0001}<1010>板織構(gòu)有關(guān)[9]。由此可見，鈦合金的組織和織構(gòu)與其力學性能和超聲探傷雜波水平有密切關(guān)系。

鈦合金的組織和織構(gòu)受到加工工藝和熱處理工藝的影響。目前，對于小規(guī)格TC4鈦合金棒材，多采用軋制或徑鍛方式制備。棒材軋制過程耗時短、效率高，但是軋制加工過程的溫升快，且變形過程中棒材各部位存在變形量差異，力學性能的一致性低于徑鍛棒材[13]。棒材徑鍛過程中（圖1），4個鍛錘高速往復錘擊棒材，棒材受到?jīng)_擊載荷快速變形，這種變形方式可以精確控制變形量，獲得直徑更加均勻的高精度棒材[14]。然而，目前尚無關(guān)于徑鍛棒材組織和織構(gòu)對其力學性能一致性和超聲探傷雜波水平影響的研究。本研究采用兩火徑鍛工藝制備葉片用Φ30mm的TC4合金小規(guī)格棒材，對棒材橫截面和軸截面邊部到心部的組織演變進行分析。使用EBSD技術(shù)研究徑鍛棒材軸截面各位置的顯微織構(gòu)，分析邊部到心部的織構(gòu)強度和類型的變化規(guī)律，揭示棒材織構(gòu)與熱加工受力狀態(tài)的關(guān)系以及對力學性能一致性和超聲探傷雜波水平的影響規(guī)律。

1、實驗

實驗坯料是西部超導材料科技股份有限公司采用三次真空自耗電弧爐熔煉，并經(jīng)過多火次鍛造的TC4合金棒材（Φ95mm）。實驗坯料的化學成分如表1所示。實驗坯料的β相轉(zhuǎn)變溫度（Tβ）為995℃。坯料棒材橫截面顯微組織如圖2所示，為典型的雙態(tài)組織，初生等軸α相含量超過65%。

棒材加工：將坯料棒材（Φ95mm）通過兩火徑鍛加工成小規(guī)格棒材，加工過程為Φ95mm→Φ55mm→Φ32mm，加工溫度均為940℃，然后機械加工成Φ30mm小規(guī)格成品棒材。對成品棒材進行700℃×75minAC的退火處理，并進行顯微組織和力學性能取樣，取樣位置如圖3所示。在棒材橫截面（1#）和軸截面（2#）的邊部（E）、R/2處（M）和心部（C）切取試樣，經(jīng)打磨拋光和腐蝕后，進行顯微組織觀察、XRD物相分析和微觀織構(gòu)檢測。顯微組織觀察在OlympusPMG3光學顯微鏡完成，XRD使用布魯克D8衍射儀檢測，EBSD分析使用TESCANMAIA3掃描電鏡和NordlysNano探測器。棒材力學性能樣品在R/2處取4個樣品進行測試和對比，并計算棒材強度的變異系數(shù)，研究棒材內(nèi)部的性能一致性。室溫拉伸測試使用INSTRON5985萬能試驗機完成。棒材通支進行水浸超聲探傷檢測，使用USPC7100型探傷儀，ISS/G/C10MHz探頭，Φ0.8mm平底孔標塊進行檢測。

2、結(jié)果與分析

2.1徑鍛TC4棒材邊部到心部的顯微組織

徑鍛TC4棒材的橫截面和軸截面顯微組織如圖4所示，棒材的顯微組織屬于（α+β）兩相組織。軸截面不同區(qū)域均存在沿軸向拉長的初生α相（αp）。邊部區(qū)域的αp含量略高于R/2和心部位置，這是由于棒材鍛壓過程中造成內(nèi)部溫升，心部溫度高于邊部，因此邊部位置αp的含量較高。而變形過程中邊部的變形量相對較大，因此邊部位置αp的晶粒尺寸相對較小，且晶粒長徑比較大。棒材R/2和心部的αp含量和形貌相近，表明溫度和變形環(huán)境差別較小。相比于原始棒坯，徑鍛后的棒材邊部到心部區(qū)域，組織得到了充分細化。值得注意的是徑鍛棒材β轉(zhuǎn)變組織的形態(tài)與典型的片層結(jié)構(gòu)有明顯差異。片層結(jié)構(gòu)的β轉(zhuǎn)變組織是次生α相（αs）與β相依次疊層排布，而徑鍛工藝棒材顯微組織中β轉(zhuǎn)變組織片層結(jié)構(gòu)發(fā)生扭曲，甚至斷裂，β相以短棒或球狀的形態(tài)存在。這是由于徑鍛加工時，每道次旋轉(zhuǎn)給進材料耗時相對較長，造成棒材不同位置存在溫度差異。當徑鍛加工至棒材另一端時，由于溫降棒材中β相已經(jīng)部分轉(zhuǎn)變成β轉(zhuǎn)變組織。此時繼續(xù)對棒材進行徑向鍛造，β轉(zhuǎn)變組織中αs片層和β片層發(fā)生扭曲變形，甚至斷裂，β相呈現(xiàn)短棒或球狀形貌。

然而，成品棒材的異常β轉(zhuǎn)變組織會在升溫至葉片鍛造溫度（相變點下20~50℃）時會發(fā)生相變，自然冷卻后的組織為典型的片層狀β轉(zhuǎn)變組織。

2.2徑鍛TC4棒材相結(jié)構(gòu)分析

2.2.1XRD物相分析

圖5為TC4徑鍛棒材軸截面邊部和心部的XRD圖譜，圖中可明顯觀察到α相和β相的衍射峰。PDF[44-1288]中(1011)是α-Ti的最強峰，(0002)α峰強與(1011)α的比例是30%。徑鍛棒材邊部和心部位置的α相的衍射峰最強峰為(0002)α峰，表明棒材從邊部到心部均存在擇優(yōu)取向。這種擇優(yōu)取向與棒材加工變形過程有關(guān)。棒材徑鍛變形過程受到錘頭沿徑向的高速錘壓，原子在直徑方向相互擠壓，具有最大晶面間距的(1010)α晶面發(fā)生偏轉(zhuǎn)，最終轉(zhuǎn)至平行于棒材橫截面方向。而α相晶粒的c軸偏轉(zhuǎn)至與錘壓方向一致，導致樣品XRD圖譜中出現(xiàn)強(0002)α衍射峰。另外，邊部樣品2#(E)的(1011)α衍射峰相對于心部明顯增強，這是因為軸截面邊部樣品的受力不均勻，沿徑向的壓力大于法向，而心部樣品的徑向和法向受力一致。

2.2.2EBSD物相分析

圖6是使用EBSD技術(shù)繪制的TC4棒材組織。圖中可見藍色的β相晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸小于5μm，主要分布在αp的晶界和β轉(zhuǎn)變組織中。β晶粒數(shù)量占比為1.8%，面積占比為0.35%。

2.3徑鍛TC4棒材邊部到心部的織構(gòu)演變

2.3.1IPF分析

圖7為徑鍛TC4棒材軸截面邊部（2#(E)）和心部（2#(C)）分別在軸向（AD），徑向（RD）和法向（ND）的IPF圖。圖中可見，除沿軸向拉長的αp晶粒外，邊部和心部樣品的β轉(zhuǎn)變組織被完全破碎成細小的等軸晶粒，這與圖4中的顯微組織圖片一致。從AD方向的IPF圖中可見，邊部樣品絕大部分αp晶粒取向轉(zhuǎn)變?yōu)椋?110）垂直于AD，心部樣品部分αp晶粒由于變形量相對較小，（0110）晶面尚未偏轉(zhuǎn)至垂直AD方向，但是這些αp晶粒多處于轉(zhuǎn)向的過渡階段。這是由于棒材在受到高速沖擊載荷時，棒材發(fā)生塑性變形，形成大量孿晶和小角度晶界，造成了（0001）晶面偏轉(zhuǎn)[15-17]。這種偏轉(zhuǎn)的程度與棒材不同位置吸收的沖擊載荷和變形量有直接關(guān)系，棒材邊部承受了更多的沖擊載荷和塑性變形，因此其展現(xiàn)了更大程度的擇優(yōu)取向。棒材中細小等軸狀β轉(zhuǎn)變組織在終鍛時，由于邊部溫度較低，β轉(zhuǎn)變組織晶粒取向多為（0110）和（1210）垂直于AD，以及少量相變形成的（0001）取向的晶粒。

由于RD方向與錘壓變形方向一致，邊部樣品的晶粒主要受到徑向變形，絕大部分晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)向，晶粒（0001）晶面轉(zhuǎn)至與RD方向垂直[15]。而心部樣品RD和ND方向的受力和變形一致，因此，在RD和ND方向心部樣品（0001）和（1210）取向的晶粒比例相近。這與圖5a中所示的XRD圖譜一致，除了強(0002)α衍射峰外，其余衍射峰強度的相對比例與PDF[44-1288]相近。而由于棒材邊部沿RD和ND方向受力和變形不同，因此，晶粒取向也呈現(xiàn)了多樣性。

2.3.2TC4棒材織構(gòu)分析

圖8為徑鍛TC4棒材邊部到心部樣品的極圖。棒材邊部樣品為典型的板織構(gòu)，織構(gòu)類型為{0001}<1010>。

棒材R/2處和心部的織構(gòu)類型相同，都為<1010>//AD的絲織構(gòu)。棒材的織構(gòu)強度用均勻密度的倍數(shù)（MUD）表示，棒材邊部、R/2處和心部的MUD值分別為9.18，7.48，6.55，這表明棒材的織構(gòu)強度從邊部到心部逐漸減弱。徑鍛棒材的這種特殊的織構(gòu)與軋制棒材有明顯區(qū)別，這與棒材的變形方式有密切關(guān)系。徑鍛棒材邊部主要受到單向沖擊壓力作用，因此形成了板織構(gòu)，而由于邊部的變形量大，邊部晶粒在吸收沖擊能量后發(fā)生偏轉(zhuǎn)，形成強織構(gòu)。心部樣品在RD和ND方向受力和變形情況相近，因此容易形成絲織構(gòu)，而心部的變形量小于邊部，部分晶粒沒有足夠的能量進行轉(zhuǎn)向，因此織構(gòu)強度相對減小。

2.4力學性能測試分析

徑鍛棒材R/2處的4個樣品室溫力學性能如表2所示，棒材的抗拉強度均值為1036.25MPa，屈服強度的均值為954.5MPa。棒材抗拉強度和屈服強度的波動最大值為7MPa，延伸率波動不超過1%。根據(jù)表2數(shù)據(jù)計算徑鍛棒材抗拉強度和屈服強度的變異系數(shù)，其變異系數(shù)分別為0.24%和0.29%，高于軋制工藝制備的棒材，這與棒材加工方式的受力一致性有關(guān)。上述數(shù)據(jù)表明徑鍛工藝制備的棒材具有很好的力學性能一致性。

2.5超聲探傷檢測分析

將徑鍛TC4棒材進行超聲波檢測，棒材的雜波水平為Φ0.8~(9~12)dB，滿足靜子葉片用TC4棒材超聲波探傷要求。韓飛孝等人對不同變形量和加工溫度對TC4徑鍛棒材超聲波探傷雜波水平的影響進行了詳細研究，發(fā)現(xiàn)升高徑鍛溫度和減小棒材變形量有利于超聲探傷雜波水平的改善[18]。

李華等人的研究表明，TC4合金顯微組織對超聲波探傷雜波水平有顯著影響，顯微組織不均勻區(qū)域的晶體取向變化是產(chǎn)生雜波的根本原因[7]。當超聲波檢測徑鍛TC4棒材時，超聲波沿徑向傳播。徑鍛棒材從邊部至心部具有很強的織構(gòu)，超聲波在αp晶粒中傳播可以減少雜波。但是，由于徑鍛棒材的β轉(zhuǎn)變組織為細小顆粒狀，分散在較大的αp晶粒之間，組織呈現(xiàn)了不均勻的特性，造成雜波增加。并且β轉(zhuǎn)變組織多為相變織構(gòu)，晶粒之間取向不同，進一步增加了超聲波的雜波。因此，徑鍛棒材的超聲波雜波水平與軋制棒材相比略差。實驗研究證明通過徑鍛+軋制的工藝既可以細化棒材晶粒尺寸，又能夠滿足Φ0.8~12dB的超聲波探傷雜波水平要求[18]。

3、結(jié)論

1)徑鍛TC4鈦棒材從心部至邊部均得到有效的變形，晶粒得到明顯細化，心部的晶粒尺寸略大于邊部。β轉(zhuǎn)變組織的片層結(jié)構(gòu)發(fā)生扭曲變形和斷裂，β相晶粒呈現(xiàn)短棒或球狀。

2)棒材邊部為{0001}<1010>板織構(gòu)，R/2和心部為<1010>//軸向的絲織構(gòu)，且棒材的織構(gòu)強度從邊部到心部逐漸減弱。

3)棒材抗拉和屈服強度具有優(yōu)異的一致性。徑鍛棒材的超聲波雜波水平為Φ0.8~9dB，相比軋制棒材略差，這是由于超聲波在徑鍛棒材中不同取向的細小β轉(zhuǎn)變晶粒中傳播，造成雜波升高。

參考文獻References

[1]LuoShiyuan,YaoJunning,LiJiaetal.JournalofMaterialsResearchandTechnology[J],2020,9(6):12043

[2]PavlenkoD,DvirnykY,PrzysowaR.Aerospace[J],2021,8:1

[3]LiBingqiang(李炳強),MaHui(馬輝),YangWenjun(楊文軍).RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J],2018,47(1):113

[4]PeiChuanhu(裴傳虎),LiZhenxi(李臻熙),DingJianshan(丁建山)etal.RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J],2017,46(S1):118

[5]DuGang(杜剛),SunXiaoping(孫小平),GaoYushe(高玉社)etal.RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J],2018,47(6):1941

[6]OuMeigui(歐梅桂),XiaQifan(夏麒帆),SongHongchao(宋洪超)etal.RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J],2019,48(2):638

[7]LiHua(李華),MaYingjie(馬英杰),QiuJianke(邱建科)etal.RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J],2013,42(9):1860

[8]HumbertM,MoreauA,UtaNetal.ActaMaterialia[J],2009,57(3):708

[9]LuoYumeng(駱雨萌),LiuJinshu(劉金旭),LiShukui(李樹奎)etal.RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J],2014,43(11):2692

[10]LiRenkai,WangHuaming,ZhengDongdongetal.MaterialsScienceandEngineeringA[J],2022,850:143556

[11]BhattacharjeeA,PilchakAL,LobkisOIetal.MetallurgicalandMaterialsTransactionsA[J],2011,42:2358

[12]LanB,LoweM,DunneFPE.ActaMaterialia[J],2014,63:107

[13]GuB,ChekhoninP,SchaarschuchRetal.JournalofAlloysandCompounds[J],2020,825:154082

[14]HuangJianglin,SlaterCD,MandralAetal.ProcediaEngineering[J],2017,207:478

[15]LiLei,JiaWeiju,VincentJi.Vacuum[J],2022,506:111510

[16]PanXinlei,WangXuede,TianZengetal.JournalofAlloyandCompounds[J],2021,850:156672

[17]LiLei,JiaWeiju,VincentJi.SurfaceandCoatingsTechnology[J],2022,450:129010

[18]HanFeixiao(韓飛孝),SunXiaoping(孫小平),ZhengNianqing(鄭念慶)etal.TitaniumIndustryProgress(鈦工業(yè)進展)[J],2022,39(6):7

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