β鍛造工藝對TC17鈦合金顯微組織的影響

趙興東，魏 鑫，曾衛東，賀勝通，徐建偉

(1. 中國航發沈陽黎明航空發動機有限責任公司，遼寧 沈陽 110043)(2.西北工業大學 凝固技術國家重點實驗室，陜西 西安 710072)

0 引 言

航空發動機需要在高溫、高壓、高轉速條件下長時間服役，對其壓氣機盤件性能的要求很高。隨著發動機設計理念的發展，壓氣機盤件由傳統的靜強度設計理念轉變為重視韌性及裂紋擴展抗力的損傷容限設計理念[1]。傳統的α+β兩相區鍛造已無法滿足壓氣機盤件對鈦合金的性能要求。β鍛造可在不顯著降低塑性的前提下，大幅度提高鈦合金的韌性及抗裂紋擴展能力，而且β鍛造工藝還具有變形抗力低、金屬流動性好、熱加工性好等特點。因此，鈦合金β鍛造得到了業界的廣泛關注，并進行了針對性研究。例如，Weiss等人[2]研究發現β型鈦合金在單相區變形時的組織演變是由動態回復和動態再結晶機制控制，可通過合理控制β單相區的加工工藝獲得細小的β再結晶晶粒。張賽飛等人[3]研究了TC17鈦合金β鍛造的高周疲勞性能，發現β鍛造后TC17鈦合金的高周疲勞極限達到544 MPa，滿足航空發動機對高周疲勞性能的要求。樊江昆等人[4]研究了Ti-7333合金在β鍛造過程中的組織演變，指出動態再結晶的體積分數隨變形溫度的升高和應變速率的下降而增加，而應變速率的提高可以促進晶粒細化。相關研究雖然對鈦合金在單相區變形過程中的工藝組織關系有一定的指導作用，但并沒有針對其工程應用進行系統的研究。TC17是一種近β型兩相鈦合金，具有高強、高韌、高淬透性等特點，最高使用溫度達到400 ℃，該合金目前已被廣泛應用于制造航空發動機轉動件。本研究采用TC17鈦合金圓柱進行鐓粗試驗，研究變形量和變形速率對其微觀組織的影響規律，以期獲得符合實際工程應用的 TC17鈦合金β鍛造工藝。

1 實 驗

實驗所用的原材料是由西部超導材料科技股份有限公司提供的TC17鈦合金棒材，其名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr。通過金相法測得合金相變點為890 ℃，原始組織見圖1。由圖1可見，原始組織為典型的等軸組織，初生α相均勻地分布在β轉變基體上，其尺寸4～5 μm，含量約25%。

圖1 TC17鈦合金棒材的原始組織Fig.1 Initial microstructure of TC17 titanium alloy bar

β鍛造工藝實驗在貴州安大航空鍛造有限責任公司進行，熱壓縮前TC17鈦合金圓柱坯料尺寸為φ100 mm×150 mm，倒圓角為R10。鍛前將圓柱坯料加熱至920 ℃，保溫1 h，使坯料的組織全部轉變為β相，然后在8000T液壓機上鐓粗變形，鍛后空冷。為了研究不同變形量和變形速率對顯微組織的影響規律，進行變形量分別為40%、60%、80%, 變形速率分別為2、0.5、0.1 mm/s的鍛造。

將鍛后的餅坯沿軸線對半剖切，然后切取金相試樣。圓餅鐓粗過程中由于摩擦的影響產生不均勻變形，坯料各個部位應變大小不同。為了更好地對比工藝參數對組織的影響，金相試樣均取自名義真應變與變形量保持一致的位置，本研究中40%、60%、80%變形量的名義真應變分別為0.51、0.92、1.6。通過DEFORM軟件模擬確定的相同名義真應變的取樣位置如圖2虛線所示。金相腐蝕液配比為V(H2O)∶V(HNO3)∶V(HF)= 10∶3∶1，試樣腐蝕后采用OLYPLUS/PMG3光學顯微鏡觀察組織。采用Image Pro Plus軟件對晶界α相的球化程度以及β再結晶程度進行定量統計。

圖2 不同變形量的取樣位置示意圖Fig.2 Schematic diagrams of sampling positions at different height reductions: (a)40%； (b)60%; (c)80%

2 結果與討論

2.1 40%變形量時不同變形速率下的微觀組織

當變形量為40%時，不同變形速率下的TC17鈦合金微觀組織見圖3。由圖3可以看出，在40%的變形量下，變形速率對顯微組織的影響不大，呈現出相似的變形特征。由于變形量較小，原始β晶粒承受少量變形，β晶粒接近于原始的等軸狀態，晶界α相由于變形的作用發生了一定程度的彎折，個別的地方晶界α相斷開，晶內分布著編織較好的網籃組織，片狀α相平直、細長，表明晶內的α相基本沒有承受變形。從圖3還可以看出，晶界α相發生了一定程度的彎折，這是由于原始β晶粒在β鍛造過程中承受了一定的變形，各β晶粒之間為了保持變形協調β晶界會發生一定程度的彎折變形，隨后在鍛后冷卻過程中析出的晶界α相勾勒出彎折的β晶界形態[5]。由于變形量較小，TC17鈦合金材料在α+β相區幾乎沒有承受變形，所以晶界α相幾乎沿晶界連續分布，晶內的片狀α相平直、細長，沒有變形的痕跡。

圖3 40%變形量時，不同變形速率下TC17鈦合金的微觀組織Fig.3 Microstructures of TC17 titanium alloy with different deformation rates at the height reduction of 40%: (a)0.1 mm/s; (b)0.5 mm/s; (c)2 mm/s

2.2 60%變形量時不同變形速率下的微觀組織

當變形量為60%時，不同變形速率下的TC17鈦合金微觀組織見圖4。由圖4可見，當變形量增加到60%時，變形速率對顯微組織有比較顯著的影響。當變形速率為0.1 mm/s時，原始β晶粒沿壓縮軸垂直方向被拉長，晶界由于變形的作用發生較大程度的彎折，晶界α相因承受變形破碎明顯，個別的晶界α相甚至發生了球化現象，即α相的長寬比≤2.5∶1[6]。當變形速率進一步加快，達到0.5 mm/s時，α相的球化現象明顯減少，但是晶界發生彎折的程度增大。當變形速率達到2 mm/s時，可以看到晶界α相幾乎沒有出現球化現象，但是在局部區域發現若干尺寸較小的等軸β相相互連接在一起，說明該區域發生了β動態再結晶。在較低變形速率下，由于變形時間較長，β鍛造過程中進入α+β兩相區時首先在晶界上析出α相，隨著變形的繼續進行，晶界α相被折斷。與40%變形量相比，60%變形量的彎折程度更大，變形時間更長，α相被破碎得更嚴重，被折斷的α相在高溫下發生了球化現象[7]。高變形速率下，β相在β單相區經歷大部分變形，容易發生動態再結晶[8]。動態再結晶的機制主要是亞晶合并機制[9]。β晶粒在變形過程中晶界部位承受較大的變形量，產生大量位錯，由于鈦合金層錯能比較低，容易發生動態回復，形成細小的亞晶，當相鄰的亞晶粒合并時，發生局部動態再結晶，形成如圖4c所示的局部再結晶晶粒。

圖4 60%變形量時，不同變形速率下TC17鈦合金的微觀組織Fig.4 Microstructures of TC17 titanium alloy with different deformation rates at the height reduction of 60%: (a)0.1 mm/s; (b)0.5 mm/s; (c)2 mm/s

2.3 80%變形量時不同變形速率下的微觀組織

當變形量為80%時，不同變形速率下的TC17鈦合金微觀組織見圖5。由圖5可見，當變形量增加到80%時，變形速率對顯微組織有非常明顯的影響。在0.1 mm/s的變形速率下，原始β晶粒沿垂直于壓縮軸的方向顯著拉長，β晶粒的長寬比大于5∶1，晶界α相幾乎被完全破碎，同時大量的α相發生球化，球化率達到80%。這是由于更大的變形量和更長的下壓時間所導致的。晶內的網籃組織編織較差，甚至可以看到少量球狀α相，說明變形過程主要發生在α+β兩相區，在變形過程中析出的片狀α相由于承受大量的變形發生了球化。當變形速率增大至0.5 mm/s時，晶內的網籃組織編織較好，同時可見晶界α相球化明顯減少，呈斷續狀，說明在兩相區的變形量較小。當變形速率增大至2 mm/s時，發生了大量的β再結晶，再結晶晶粒尺寸為30～60 μm。與60%的變形量相比，80%變形量的β再結晶晶粒進一步增多，并發生長大現象。由此可見，隨著變形量的增大，TC17鈦合金組織對變形速率的敏感性逐漸增加。

圖5 80%變形量時，不同變形速率下TC17鈦合金的微觀組織Fig.5 Microstructures of TC17 titanium alloy with different deformation rates at the height reduction of 80%: (a)0.1 mm/s; (b)0.5 mm/s; (c)2 mm/s

2.4 α相球化及β再結晶定量分析

α相的球化和β再結晶晶粒對TC17鈦合金的性能有重要的影響。通常來說，球化后的α相有著更好的強度、塑性和疲勞性能，但是抗裂紋擴展能力大大降低[10-11]。而β再結晶晶粒對合金的性能影響較復雜，局部的β再結晶晶粒會導致合金整體組織分布不均勻，在服役過程中，疲勞裂紋有在晶界α相萌生的傾向[12]。圖6為采用Image Pro Plus軟件得到的不同工藝參數下晶界α相球化及β再結晶程度統計結果。其中α相球化率是通過球化后的α相占晶界α相的體積分數來統計，β再結晶程度是通過再結晶后的β相占β晶粒的總體積分數來統計。由圖6可見，晶界α相的球化對變形量和變形速率的要求均很苛刻，只有在80%的變形量和0.1 mm/s的變形速率下才有大量的晶界α相被球化，其余參數下，晶界α相很難被球化。這是因為α相的球化過程需要足夠的變形功及保溫時間。β再結晶晶粒的體積分數隨著變形量和變形速率的增大而增多，在變形量為80%，變形速率為2 mm/s時達到最高值50%。同時，可以發現相比變形量，β再結晶程度對變形速率更加敏感。因此，在TC17鈦合金β鍛造工藝中，控制變形速率是非常關鍵的。

圖6 不同工藝參數下晶界α相球化及β再結晶統計Fig.6 Statistics of grain boundary α phase globularized(a) and β grain recrystallization(b) under different process parameters

3 結 論

(1)TC17鈦合金在β單相區鍛造，當變形速率為0.1 mm/s時，晶界α相容易被破碎，被破碎的α相隨著變形量的增大，逐漸被球化。變形量越大，越容易被球化，當變形量達到80%時，α相的球化率達到80%.

(2)當變形速率為2 mm/s時，容易發生β動態再結晶。變形量越大，β再結晶的體積分數越高。當變形量達到80%時，β再結晶的體積分數達到50%。

(3)晶界α相的球化條件對變形量和變形速率均較為苛刻。相比變形量，β再結晶程度對變形速率更加敏感。