鍛造工藝對Ti-6Al-4V鈦合金鍛件β晶粒組織均勻性的影響研究

文/代光華，王哲，張書美·陜西宏遠航空鍛造有限責任公司

鈦及鈦合金因其具有比強度高、耐熱性好、耐腐蝕性能優等特點而廣泛應用于航空、航天、兵器、船舶以及化工等領域。Ti-6Al-4V鈦合金是目前應用最廣泛的一種α+β兩相型鈦合金，具有良好的熱變形性、切削加工性、焊接性和耐腐蝕性，可加工成棒材、型材、鍛件等半成品，其用量占鈦合金總產量的50%以上，占全部鈦合金加工件的95%以上。目前鈦合金加工主要以鍛造為主，鈦合金的鍛造溫度范圍較窄，鍛件的組織、性能對熱變形參數十分敏感，在鍛造過程中容易產生局部過熱現象，造成較大的溫度差，加劇坯料內外變形程度分布的不均勻性，導致鍛件在鍛造過程中產生局部粗晶的現象，嚴重時會造成鍛件報廢，很大程度上增加了生產成本，降低了生產效率。

近些年來，國內外學者對鈦合金的熱變形行為、熱處理工藝、焊接性能以及疲勞斷裂行為展開了深入的研究，但較為系統的研究變形工藝對Ti-6Al-4V鈦合金異形模鍛件β顯微組織及力學性能影響的文獻較少。本文采用Forge軟件對鈦合金異形鍛件成形過程進行數值模擬，分析了Ti-6Al-4V鈦合金模鍛變形行為，根據鍛件熱變形后各典型截面的溫度和應力分布以及β退火后高、低倍顯微組織研究了變形速率及變形過程中溫升對β晶粒的影響，為開展Ti-6Al-4V鈦合金鍛件鍛造成形的β組織控制提供參考依據，對鈦合金鍛件技術的發展有重要意義。

試驗材料及方法

試驗采用經三次真空自耗電弧熔煉（VAR）的Ti-6Al-4V鈦合金鑄錠為原材料，經β相區開坯和α+β相區鍛造成φ250mm棒材，化學成分見表1。利用淬火金相法測定的相變點溫度Tβ為1000℃。我公司承接Ti-6Al-4V航空結構件產品如圖1所示，鍛件重量約90kg，輪廓尺寸785mm×600mm×173mm，投影面積約0.44m2。采用TRANSVALOR公司提供的Forge模擬軟件對鍛件制坯和模鍛成形過程進行模擬。依據模擬結果對該鍛件鍛造工序進行指導。

采用φ250mm棒材在α+β相區進行制坯和模鍛，在精度為±5℃的箱式電阻爐中加熱。采用兩種鍛造工藝進行制坯與模鍛，鍛造工藝見表2。鍛件熱處理采用相變點以上30℃進行，鍛后及熱處理后冷卻方式均采用空冷。鍛件經熱處理后采用線切割進行下料，取樣位置如圖1a中A-A,B-B,C-C以及圖1b中D-D所示。試樣通過打磨、拋光及腐蝕等工序制備金相試樣，采用LEICA DMI 3000M金相顯微鏡進行組織觀察。

表1 Ti-6Al-4V棒材主要化學成分（%）

圖1 Ti-6Al-4V航空結構件

表2 兩種鍛造工藝試驗方案

試驗結果與分析

采用Forge軟件對Ti-6Al-4V鈦合金鍛件成形模擬

從圖2Forge軟件對Ti-6Al-4V模鍛件在不同鍛造工藝條件下制坯與模鍛應力模擬分布圖中可以看出，采用工藝A進行鍛造，坯料真應變分布范圍較大，由外部邊緣區域0.8至心部2.4左右（圖2a）。采用該坯料進行模鍛，其應變分布范圍同樣較寬，左邊大頭區域應變分布由邊緣2.5增大至中心3.8左右，右邊小頭區域從邊緣2.8增大至中心4.3（圖2b）。

圖2 不同鍛造工藝真應變分布

而采用工藝B進行鍛造，坯料應變分布由邊緣1.7增加至中心3.5左右（圖2c）。采用該坯料進行模鍛，左邊大頭部位應變分布由邊緣4.0增加到中心5.4左右，而小頭區域由邊緣4.7增加到中心5.4（圖2d）。通過不同鍛造工藝應變分布可以看出，采用工藝A進行制坯與模鍛，其應變分布較寬，且其相同應變分布區域較小，即應變分布不均勻，中心與邊緣應變差異較大。而采用工藝B進行制坯與模鍛，應變分布范圍窄，相同應變區域較大，應變分布較為均勻，中心與邊緣應變差別較小。

對比初始方案與優化方案的等效應變等高線圖，可以看出優化后方案提高了等效應變的均勻性，這說明在成形過程中，采用優化工藝對應變分布均勻性起到明顯改善，有利于組織均勻性的提高。

從圖3不同鍛造模擬條件下制坯與模鍛溫度場分布圖中可以看出，采用工藝A進行制坯，坯料溫度場由邊緣710℃上升到中心990℃左右，溫度場分布不均勻，且坯料溫度梯度分布較大，其中心部位溫度較高，存在粗晶風險，采用該坯料進行模鍛，溫度分布由邊緣710℃上升到960℃，其中心部位溫度也比較高，同樣存在粗晶風險。采用工藝B進行制坯，邊緣區域溫度較低，中心部位坯料溫度梯度分布較小，且最高溫度為971℃，采用該方案坯料進行模鍛，中心區域溫度由780℃上升到900℃，相比較工藝A方案，其溫升均勻，粗晶風險相對降低。

對比在不同鍛造工藝條件下，鍛件溫度場分布可以得出，在制坯與模鍛過程中，鈦合金中心區域會產生絕熱溫升，其主要原因在于鈦合金熱導率較差，僅為鋼的1/5，鍛件變形過程摩擦熱無法迅速擴散出去。通過對圖2和圖3中，在不同鍛造條件下鍛件的應變與溫度場分布，可以得出，隨著鍛件中心溫度的升高，鍛件等效應變呈明顯下降趨勢。鍛件上的等效應變反映了鍛件在成形過程中變形抗力的情況，變形抗力越低，金屬流動性越好，有利于型腔填充，成形能力較強。而較高的絕熱溫升會引起中心組織“過燒”，形成網籃組織以及粗大β晶粒，因此在鍛造過程中應嚴格控制絕熱溫升。

圖3 不同鍛造工藝溫度場分布

鍛造工藝對Ti-6Al-4V鈦合金鍛件低倍組織的影響

圖4為不同鍛造工藝條件下Ti-6Al-4V鈦合金進行制坯及模鍛并進行β熱處理后低倍組織（取樣位置見圖1b），由圖4中可以看出，采用工藝A進行鍛造，低倍組織中心與邊緣存在明顯不均勻狀態，邊緣為細晶區，中心為粗晶區。而采用工藝B進行鍛造，低倍組織中心與邊緣均為均勻細晶區。通過對工藝A制坯與模鍛過程應變與溫度場分布分析可知，該制坯與模鍛過程均存在應變分布不均勻現象，心部累積應變及絕熱溫升均較大，特別是在制坯過程中較為明顯，中心溫度高達990℃，隨著中心溫度升高以及應變升高，原子平均動能增加，較多的晶界原子越過能壘進行擴散遷移，晶粒長大速率增加，因此造成鍛件低倍組織不均勻現象。而工藝B通過降低變形速率和加熱溫度，降低了應變分布梯度以及絕熱溫升效應，形成細小均勻的低倍組織。

圖4 不同鍛造工藝條件Ti-6Al-4V鈦合金鍛件低倍組織

鍛造工藝對Ti-6Al-4V鈦合金鍛件顯微組織的影響

從圖5不同鍛造工藝條件下不同位置顯微組織圖中可以看出，Ti-6Al-4V鈦合金經β相區熱處理后為魏氏體組織。采用工藝A進行鍛造，鍛件中心與邊緣差異明顯，中心區域平均β晶粒尺寸可達1200μm，而邊緣區域平均β晶粒僅為650μm。采用工藝B進行鍛造，鍛件中心平均β晶粒尺寸為700μm，而邊緣為550μm。結合圖2中的工藝A中應變分布梯度較大和圖3中該工藝鍛件心部過熱效應明顯，因此形成粗大的β晶粒，在隨后的β熱處理過程中保留下來，形成組織“遺傳性”。而采用工藝B進行優化后的鍛件其溫度梯度和應變分布區域明顯減小，低倍組織均勻，β晶粒級差明顯降低。

因此，鈦合金鍛件在鍛造過程中需嚴格控制變形速率及變形溫度，避免形成粗大晶粒，造成組織“遺傳性”，影響其鍛件使用。

結論

通過采用Forge軟件對Ti-6Al-4V鈦合金鍛件成形過程進行模擬，根據模擬結果指導鍛件成形過程，通過對鍛件高低倍組織檢驗，結果表明：

⑴采用Forge軟件對Ti-6Al-4V鈦合金鍛件的模擬結果符合鍛件實際生產的結果。通過模擬結果對鍛件生產過程進行預測分析，能夠迅速有效的找到問題產生的根本原因，從而有針對性的對工藝進行優化，對實際生產過程有重要指導意義。

圖5 不同鍛造工藝顯微組織

⑵熱變形工藝對鍛件組織均勻性有重要影響，降低變形速率和加熱溫度有利于鍛件應變均勻性以及避免過高的絕熱溫升，防止引起中心粗大β晶粒組織，造成組織不均勻。