航空发动机叶片用TC8钛合金棒材制备工艺与组织性能匹配规律：两相区锻轧变形特征初生α相演变及强塑性协同提升机理

钛合金中，α相耐腐蚀好、焊接性好强度高。β相强韧性优良，断裂韧度高，抗裂纹扩展性能好，成型工艺性好。α+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钛合金是中科院金属研究所于2000年前后研发的一款α+β双相热强钛合金,使用寿命高达3000h以上。目前已成功应用在我国自研舰艇燃气轮机叶片、航空发动机压气机叶片等核心承力零件中。其名义成分Ti-6.5Al-3.0Mo-0.3Si,某新型小涵道比涡轮风扇发动机的压气机盘、叶片、封严篦齿盘等零件选用TC8合金，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。TC11合金的名义成分Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,与TC8合金相比，含有1.5%的中性元素Zr。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℃温度的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,与TC11钛合金均属于a+β类双相钛合金。因此其化学成分、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,及力学性能[7,8]。基于TC11钛合金的大量理论与实验研究结论，我们掌握了组织形貌、相结构与含量、晶粒度与热加工工艺参数的依存关系，已经对力学性能的影响机制。因此，有必要借助TC11钛合金的经验知识,综合分析TC8合金棒材的化学成分、显微组织、力学性能之间的匹配关系。为未来工艺、设计人员能更好应用该材料奠定基础。

1、实验方法

TC8钛合金棒材历经配料、熔炼、锻荒坯、锻造、轧制、精整数道工艺获得。熔炼采用真空自耗式重熔VAR炉,熔炼3次得到200mm×3m铸锭;铸锭经扒氧化皮，超声波探伤、锯削分段后形成Φ190mmx 500mm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荒坯，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300mmx300mmx200mm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℃,经过墩粗一拔长一甩圆一整形，得到Φ150 mm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。Φ150mm棒材经过三火次热轧,最终得到Φ30mm与Φ40mm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1~2h,空冷;升温至550℃,保温2~4h,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OLYMPUSPMG3光学显微镜进行拍照观察。采用INSTRON-1185万能材料试验机按照GB/T228.1-2010标准进行室温拉伸性能测试。按照GB/T229-2007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见表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。

表1 TC8合金铸锭化学成分(质量分数,%)

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含量略有降低。研究表明[9],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。

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

TC8钛合金的20mm与30mm棒材低倍组织见图1,可见低倍横截面上无裂纹、夹杂、偏析等冶金缺陷。流线沿棒材外轮廓分布，整个端面未见清晰晶。

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(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，记录于表2。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。

表2 TC25合金棒材力学性能

从图3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α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。

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Tβ。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α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a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α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α相的含量、尺寸、间隔距离对最终组织的性能影响较大。初生α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Tβ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α相,而次生α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α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20 mm与30 mm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。

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（注，原文标题：TC8钛合金棒材的组织与性能研究_鲁小芳）