面向航空发动机压气机部件用TC8钛合金棒材制备工艺-组织-性能关联机制及长寿命服役性能保障研究

引言

钛合金中，α相耐腐蚀性好，焊接性好，强度高;β相则强韧性优良，断裂韧度高，抗裂纹扩展性好，成型工艺性好。a+β双相钛合金兼具两种钛合金优点，因此应用范围最广[1],目前燃气涡轮发动机的压气机部件，大量使用双相钛合金。

TC8钛合金是中国科学院金属研究所于2000年前后针对燃气轮机与航空发动机需求开发的一种α+β双相热强钛合金，其名义成分Ti-6.5Al-3.0Mo-0.3Si，如今已成功应用在压气机盘、叶片、封严篦齿盘等部件，使用寿命高达3000h以上，且通过长期试车考核[2.3]。

TC8钛合金的成分、组织、性能与TC11合金具有相似性，但耐热性能更优异。和平志4研究了不同轧制变形量的TC8合金显微组织与力学性能的联系发现，变形量超过87%后，原始β晶界被完全破碎;王腾飞[5别通过计算法与金相法测定TC8合金的β转变温度，二者结果分别为1021℃与1017℃;汪大成[6]研究了TC8合金方坯在不同变形量的显微组织发现70%以上出现“细晶带”，并且Tβ-40变形易转变为网篮组织特征。

由于TC8合金属于新型热强钛合金，其化学成分、锻造工艺、热处理方式都将直接影响合金的低倍与显微组织，进而影响力学性能[7.8]。因此，有必要综合分析TC8合金棒材的生产全过程，为更好应用该材料奠定基础。

1、实验方法

TC8钛合金棒材经配料、熔炼、锻造开坯、锻造、轧制、精整等数道工序获得。

熔炼采用真空自耗式重熔VAR炉，熔炼3次得到∅200mmx3m铸锭;铸锭经扒氧化皮，超声波探伤、锯削分段后形成∅190mmx500mm的铸锭块,在铸锭头、尾处取样进行化学元素含量检测，并进行β转变温度测定。

对铸锭块进行三火次的锻造开坯，锻造始锻温度设置为Tβ+50℃,终锻温度为900℃,三次锻造变形量分别设置为50%,60%与80%，得到300mmx 300mmx200mm的方坯，经酸浸+低倍组织检查，超声波探伤合格后方可进入下一道锻制工序。

方坯进行正式锻造阶段，锻造始锻温度设置为Tβ-30℃,终锻温度为900℃,经过镦粗一拔长一甩圆一整形，得到∅150mm圆棒，圆棒经酸浸+低倍组织检查，显微组织检查，超声波探伤合格后方可进入下一道热轧工序。

∅150mm棒材经过三火次热轧,最终得到∅30mm与40mm圆棒，继续经酸浸+低倍组织检查，显微组织检查，超声波探伤合格后交付。

根据经验，选择双重退火热处理:升温至Tβ-35℃，保温1h~2h，空冷;升温至550℃，保温2h~4h,空冷。金相试样经过粗磨、细磨、抛光、腐蚀后,低倍试样采用目视检测,显微组织采用OLYM-PUSPMG3光学显微镜进行拍照观察。采用IN-STRON-1185万能材料试验机按照 GB/T 228.1-2010标准进行室温拉伸性能测试。按照GB/T 229-2007标准进行冲击韧性实验测试;平面应变断裂韧性测试则严格按照国标GBT4161-2007标准进行。

2、实验结果

2.1化学成分

TC8钛合金棒材铸锭的化学成分列于表1,可见铸锭头、尾的棒材试样的化学成分差别极小，说明熔炼过程实现较高程度的化学成分均匀化。

从表中可见,TC8合金的化学成分与TC11合金(名义成分)接近，均属于热强α+β双相钛合金，TC8合金含有6.5%左右的α相稳定化元素Al,3.5%左右的β相稳定化元素Mo,以及约0.3%的强β相元素Si。

与TC11合金(名义成分Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)相比较，TC8合金几乎不含中性强化元素Zr，且Si含量有所降低。研究表明，高温下长时间暴露后，钛硅化合物的析出是引发钛合金零件脆化的主要原因。而降低Si元素含量有益于避免脆化，延长叶片、轮盘类零件使用寿命。

表1 TC8合金铸锭化学成分

2.2β相变点温度

经过DSC测试,TC8合金热轧棒材的β转变温度为987℃，符合材料标准关于β转变温度应处于980℃~1020℃的要求。

2.3低倍组织

2.4显微组织

分别检测∅20mm与∅30mm棒材的边缘、R/2及中心部位的显微组织,发现具有相似的特征,具体见图2。

从图2可见边缘、R/2及中心位置均为等轴组织:初生α相含量45%左右，均布在β转基体上。另一方面，不同部位的显微组织存在少量差异:边缘区域的等轴α相细小、均匀分布于β基体上，α相球化程度高，边缘圆润，且尺寸差异较小，说明(α+β)两相区的生产轧制温度区间内,初生α相发生充分的再结晶。

在芯部区域，α相发生较为明显的粘连与长大现象，α相呈现不规则形状，尺寸长大至15μm级别。这一方面与芯部区域变形量不足，α相发生破碎、球化程度不高;另一方面芯部由于内摩擦产生的变形热高，钛合金材料热导率小，导致温升效应明显[4、10]。

2.5力学性能

考虑到该批次TC8合金的β转变温度为，仿照TC11合金的双重退火制度，拟定TC8合金试样热处理参数:950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷。

热处理后检测试样力学性能，如表2所示。

从测试结果来看，TC8合金棒材实际测试力学性能来看，其强度、塑性、断裂韧度指标均高于标准规定值，且富余裕度较大。与同类TC11合金棒材比较,其拉伸强度略低于后者但塑性明显高于TC11合金产品，这与TC8合金合金元素含量较少是相符合的。

从图的TC8合金冲击韧性试样断口形貌来看，断口可明显分为源区、扩展区与瞬断区三部分。源区面积占比小,表面粗糙度高、不平整;扩展区面积占比最高，其密布大量扩展棱线，表面形成犁沟痕迹;瞬断区较平坦，几乎无起伏，呈现裂纹高速扩展的平面痕迹。

从扩展区微观形貌来看，为密布大量河流花样+浅韧窝的准解理断口特征。比较图中与图的标尺可知，韧窝尺寸与初生a相一致，因此可断定，冲击载荷下微裂纹在TC8合金等轴组织中的扩展机理为:初生α相受剪切破坏，起到迟滞裂纹作用，而初生α相与β转相界面对裂纹扩展抵御效果明显。

表2 TC8合金棒材力学性能

3、分析与讨论

首先分析合金元素对β转变温度的影响，α相形成元素Al、N、C含量增加均升高Tβ,而β相形成元素Mo、Fe、Si降低T_β。比较TC8与TC11合金成分,主要差别在于后者含1.5%的中性元素Zr,另外后者Si含量略高,因此TC8合金与TC11合金的Tβ接近，均为1000℃左右。

低倍组织来看，TC8合金棒材低倍试样的模糊晶形貌，说明在锻造与轧制过程中，原始β晶界被较完全的破碎，晶界部位未析出完整的初生α相。相应的，晶界内初生α相与β转相也发生等轴化转变，因此对应的显微组织应为等轴组织。

显微组织角度分析，α+β双相钛合金主要组成相为:初生α相与β转组织,根据两相的空间分布关系，可构成等轴、双态、网篮、片层四种典型组织形态[11]。

高温下α相滑移系少、强度越高，而β转组织中β相强度低，位错沿着β相滑移至α/β相界面,并形成塞集,因此裂纹优先在界面处萌生,并沿着界面扩展。

α+β双相锻加热温度处于(α+β)两相区,随加热温度升高，初生a相含量逐渐降低，在锻造过程中，初生α相发生再结晶、球化转变，β相破碎成近球形，最终等轴状a与β相间杂，形成等轴组织。

初生α相球化行为受到变形温度、变形速率、变形量等诸多因素影响。球化受原子扩散影响,涉及α片的卷曲、破碎、分解过程,一般认为,在(α+β)两相区内的稍高的变形温度，适中的变形速率，以及较大变形量有利于a相球化发生。

α相长大同样受到变形温度、变形速率、变形量等因素影响，在(α+β)两相区内的较高的变形温度,较小的变形速率及较小变形量耦合作用下,α相易于长大[12]。

从力学性能测试结果来看，等轴组织的拉伸强度、塑性指标较高，等轴组织由初生α相与β转相组成，初生a相的含量、尺寸、间隔距离对最终组织的性能影响较大。初生a相的尺寸、含量、分布，对等轴组织的强度、塑性、冲击韧性等力学性能影响显著。初生α相细小、弥散分布，则相邻α相间距越大[13,14]。

从位错滑移机制来看，初生α相对位错具有“钉扎”效果，因此，相邻初生α相的距离是决定强度的主要因素，间距越小则强度越高。

热处理参数角度出发，双重退火是被验证有效的α+β双相钛合金的强化热处理工艺，第一重退火温度设置在T_β以下30℃~50℃,目的在于控制初生α相含量与形貌。温度越高而含量越少,随保温时间延长，α相逐渐圆润。第二重退火温度通常设置在550℃~600℃,目的在于促进β相中析出次生相，而次生a相含量对高温瞬时、持久强度影响显著，退火温度高、保温时间长则次生a相含量高而提升高温强度[15]。

4、结论

(1)TC8钛合金化学成分与 TC11合金相近,但TC8合金几乎不含中性强化元素Zr，且Si含量有所降低,有益于长期使用中避免析出脆性硅化物;

(2)TC8钛合金∅20mm与∅30mm棒材低倍组织为模糊晶，显微形貌为初生α相含量45%的等轴组织,棒材芯部区域的初生α相球化程度高;

(3)经950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷的双重退火热处理后，TC8合金强度比同规格TC11合金的拉伸强度略低，但塑性明显高于后者;

(4)TC8合金冲击断口呈准解理特征，初生α相受剪切破坏，起到迟滞裂纹作用，初生α相与β转相界面抵御裂纹扩展。

参考文献:

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（注，原文标题：TC8钛合金小规格棒材组织与性能研究_霍荣伟）