鈦合金中，α相耐腐蝕好、焊接性好強(qiáng)度高。β相強(qiáng)韌性?xún)?yōu)良，斷裂韌度高，抗裂紋擴(kuò)展性能好，成型工藝性好。α+β雙相鈦合金兼具兩種鈦合金優(yōu)點(diǎn)，因此應(yīng)用范圍最廣[1]，目前燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)部件，大量使用雙相鈦合金。TC8鈦合金是中科院金屬研究所于2000年前后研發(fā)的一款α+β雙相熱強(qiáng)鈦合金,使用壽命高達(dá)3000h以上。目前已成功應(yīng)用在我國(guó)自研艦艇燃?xì)廨啓C(jī)葉片、航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片等核心承力零件中。其名義成分Ti-6.5Al-3.0Mo-0.3Si,某新型小涵道比渦輪風(fēng)扇發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤(pán)、葉片、封嚴(yán)篦齒盤(pán)等零件選用TC8合金，且通過(guò)長(zhǎng)期試車(chē)考核[2,3]。TC8鈦合金的成分、組織、性能與TC11合金具有相似性，但耐熱性能更優(yōu)異。TC11合金的名義成分Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si,與TC8合金相比，含有1.5%的中性元素Zr。和平志[4]研究了不同軋制變形量的TC8合金顯微組織與力學(xué)性能的聯(lián)系發(fā)現(xiàn)，變形量超過(guò)87%后，原始β晶界被完全破碎;王騰飛[5]別通過(guò)計(jì)算法與金相法測(cè)定TC8合金的β轉(zhuǎn)變溫度，二者結(jié)果分別為1021℃與1017℃;汪大成[6]研究了TC8合金方坯在不同變形量的顯微組織發(fā)現(xiàn)70%以上出現(xiàn)“細(xì)晶帶”,并且Tβ-40℃溫度的變形易轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織特征。

由于TC8合金屬于新型熱強(qiáng)鈦合金,與TC11鈦合金均屬于a+β類(lèi)雙相鈦合金。因此其化學(xué)成分、鍛造工藝、熱處理方式都將直接影響合金的低倍與顯微組織,及力學(xué)性能[7,8]。基于TC11鈦合金的大量理論與實(shí)驗(yàn)研究結(jié)論，我們掌握了組織形貌、相結(jié)構(gòu)與含量、晶粒度與熱加工工藝參數(shù)的依存關(guān)系，已經(jīng)對(duì)力學(xué)性能的影響機(jī)制。因此，有必要借助TC11鈦合金的經(jīng)驗(yàn)知識(shí),綜合分析TC8合金棒材的化學(xué)成分、顯微組織、力學(xué)性能之間的匹配關(guān)系。為未來(lái)工藝、設(shè)計(jì)人員能更好應(yīng)用該材料奠定基礎(chǔ)。

1、實(shí)驗(yàn)方法

TC8鈦合金棒材歷經(jīng)配料、熔煉、鍛荒坯、鍛造、軋制、精整數(shù)道工藝獲得。熔煉采用真空自耗式重熔VAR爐,熔煉3次得到200mm×3m鑄錠;鑄錠經(jīng)扒氧化皮，超聲波探傷、鋸削分段后形成Φ190mmx 500mm的鑄錠塊，在鑄錠頭、尾處取樣進(jìn)行化學(xué)元素含量檢測(cè)，并進(jìn)行β轉(zhuǎn)變溫度測(cè)定。對(duì)鑄錠塊進(jìn)行三火次的鍛荒坯，鍛造始鍛溫度設(shè)置為T(mén)β+50℃，終鍛溫度為900℃,三次鍛造變形量分別設(shè)置為50%、60%與80%,得到300mmx300mmx200mm的方坯,經(jīng)酸浸+低倍組織檢查，超聲波探傷合格后方可進(jìn)入下一道鍛制工序。方坯進(jìn)行正式鍛造階段，鍛造始鍛溫度設(shè)置為T(mén)β-30℃,終鍛溫度為900℃,經(jīng)過(guò)墩粗一拔長(zhǎng)一甩圓一整形，得到Φ150 mm圓棒，圓棒經(jīng)酸浸+低倍組織檢查,顯微組織檢查,超聲波探傷合格后方可進(jìn)入下一道熱軋工序。Φ150mm棒材經(jīng)過(guò)三火次熱軋,最終得到Φ30mm與Φ40mm圓棒,繼續(xù)經(jīng)酸浸+低倍組織檢查，顯微組織檢查，超聲波探傷合格后交付。

根據(jù)經(jīng)驗(yàn),選擇雙重退火熱處理:升溫至Tβ-35℃,保溫1~2h,空冷;升溫至550℃,保溫2~4h,空冷。金相試樣經(jīng)過(guò)粗磨、細(xì)磨、拋光、腐蝕后，低倍試樣采用目視檢測(cè)，顯微組織采用OLYMPUSPMG3光學(xué)顯微鏡進(jìn)行拍照觀察。采用INSTRON-1185萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)按照GB/T228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試。按照GB/T229-2007標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行沖擊韌性實(shí)驗(yàn)測(cè)試;平面應(yīng)變斷裂韌性測(cè)試則嚴(yán)格按照國(guó)標(biāo)GBT4161-2007標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1化學(xué)成分

TC8鈦合金棒材鑄錠的化學(xué)成分見(jiàn)表1。可見(jiàn)鑄錠頭、尾的棒材試樣的化學(xué)成分差別極小,說(shuō)明熔煉過(guò)程實(shí)現(xiàn)較高程度的化學(xué)成分均勻化。從表中可見(jiàn)，TC8合金的化學(xué)成分與TC11合金(名義成分)接近，均屬于熱強(qiáng)α+β雙相鈦合金,TC8合金含有6.5%左右的α相穩(wěn)定化元素Al,3.5%左右的β相穩(wěn)定化元素Mo,以及約0.3%的強(qiáng)β相元素Si。

表1 TC8合金鑄錠化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

與TC11合金(名義成分Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)相比較,TC8合金幾乎不含中性強(qiáng)化元素Zr,且Si含量略有降低。研究表明[9],高溫下長(zhǎng)時(shí)間暴露后,鈦硅化合物的析出是引發(fā)鈦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，延長(zhǎng)葉片、輪盤(pán)類(lèi)零件使用壽命。

2.2β相變點(diǎn)溫度

經(jīng)過(guò)DSC測(cè)試,TC8合金熱軋棒材的β轉(zhuǎn)變溫度為987℃,符合材料標(biāo)準(zhǔn)關(guān)于β轉(zhuǎn)變溫度應(yīng)處于980~1020℃的要求。

2.3低倍組織

TC8鈦合金的20mm與30mm棒材低倍組織見(jiàn)圖1,可見(jiàn)低倍橫截面上無(wú)裂紋、夾雜、偏析等冶金缺陷。流線沿棒材外輪廓分布，整個(gè)端面未見(jiàn)清晰晶。

2.4顯微組織

分別檢測(cè)20mm與30mm棒材的邊緣、R/2及中心部位的顯微組織,發(fā)現(xiàn)具有相似的特征(圖2)。從圖2可見(jiàn)，邊緣、R/2及中心位置均為等軸組織,初生α相含量45%左右,均布在β轉(zhuǎn)基體上。另一方面,不同部位的顯微組織存在少量差異,邊緣區(qū)域的等軸α相細(xì)小、均勻分布于β基體上,α相球化程度高,邊緣圓潤(rùn),且尺寸差異較小,說(shuō)明(α+β)兩相區(qū)的生產(chǎn)軋制溫度區(qū)間內(nèi),初生α相發(fā)生充分的再結(jié)晶。

在芯部區(qū)域,α相發(fā)生較為明顯的粘連與長(zhǎng)大現(xiàn)象,α相呈現(xiàn)不規(guī)則形狀,尺寸長(zhǎng)大至15μm級(jí)別。這一方面與芯部區(qū)域變形量不足，α相發(fā)生破碎、球化程度不高;另一方面芯部由于內(nèi)摩擦產(chǎn)生的變形熱高，鈦合金材料熱導(dǎo)率小，導(dǎo)致溫升效應(yīng)明顯[4,10]。

2.5力學(xué)性能

考慮到該批次TC8合金的β轉(zhuǎn)變溫度為，仿照TC11合金的雙重退火制度，擬定TC8合金試樣熱處理參數(shù):950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷。熱處理后檢測(cè)試樣力學(xué)性能，記錄于表2。從測(cè)試結(jié)果來(lái)看，TC8合金棒材實(shí)際測(cè)試力學(xué)性能來(lái)看，其強(qiáng)度、塑性、斷裂韌度指標(biāo)均高于標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定值，且富余裕度較大。與同類(lèi)TC11合金棒材比較，其拉伸強(qiáng)度略低于后者但塑性明顯高于TC11合金產(chǎn)品,這與TC8合金合金元素含量較少是相符合的。

表2 TC25合金棒材力學(xué)性能

從圖3的TC8合金沖擊韌性試樣斷口形貌來(lái)看，斷口可明顯分為源區(qū)、擴(kuò)展區(qū)與瞬斷區(qū)三部分。源區(qū)面積占比小，表面粗糙度高、不平整;擴(kuò)展區(qū)面積占比最高，其密布大量擴(kuò)展棱線，表面形成犁溝痕跡;瞬斷區(qū)較平坦，幾乎無(wú)起伏，呈現(xiàn)裂紋高速擴(kuò)展的平面痕跡。從擴(kuò)展區(qū)微觀形貌來(lái)看，為密布大量河流花樣+淺韌窩的準(zhǔn)解理斷口特征。比較圖中與圖的標(biāo)尺可知,韌窩尺寸與初生α相一致,因此可斷定,沖擊載荷下微裂紋在TC8合金等軸組織中的擴(kuò)展機(jī)理為,初生α相受剪切破壞,起到遲滯裂紋作用,而初生α相與β轉(zhuǎn)相界面對(duì)裂紋擴(kuò)展抵御效果明顯。

3、分析與討論

首先分析合金元素對(duì)β轉(zhuǎn)變溫度的影響,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。比較TC8與TC11合金成分,主要差別在于后者含1.5%的中性元素Zr,另外后者Si含量略高,因此 TC8合金與 TC11合金的Tβ接近,均為1000℃左右。低倍組織來(lái)看，TC8合金棒材低倍試樣的模糊晶形貌,說(shuō)明在鍛造與軋制過(guò)程中,原始β晶界被較完全的破碎,晶界部位未析出完整的初生α相。相應(yīng)的,晶界內(nèi)初生α相與β轉(zhuǎn)相也發(fā)生等軸化轉(zhuǎn)變,因此對(duì)應(yīng)的顯微組織應(yīng)為等軸組織。顯微組織角度分析,α+β雙相鈦合金主要組成相為,初生α相與β轉(zhuǎn)組織,根據(jù)兩相的空間分布關(guān)系,可構(gòu)成等軸、雙態(tài)、網(wǎng)籃、片層四種典型組織形態(tài)[11]。高溫下α相滑移系少、強(qiáng)度越高，而β轉(zhuǎn)組織中β相強(qiáng)度低，位錯(cuò)沿著β相滑移至α/β相界面,并形成塞集,因此裂紋優(yōu)先在界面處萌生，并沿著界面擴(kuò)展。

α+β雙相鍛加熱溫度處于(α+β)兩相區(qū)，隨加熱溫度升高，初生α相含量逐漸降低，在鍛造過(guò)程中，初生α相發(fā)生再結(jié)晶、球化轉(zhuǎn)變，β相破碎成近球形，最終等軸狀a與β相間雜，形成等軸組織。初生α相球化行為受到變形溫度、變形速率、變形量等諸多因素影響。球化受原子擴(kuò)散影響，涉及a片的卷曲、破碎、分解過(guò)程，一般認(rèn)為，在(α+β)兩相區(qū)內(nèi)的稍高的變形溫度，適中的變形速率，以及較大變形量有利于α相球化發(fā)生。α相長(zhǎng)大同樣受到變形溫度、變形速率、變形量等因素影響，在(α+β)兩相區(qū)內(nèi)的較高的變形溫度，較小的變形速率及較小變形量耦合作用下,α相易于長(zhǎng)大[12]。

從力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果來(lái)看，等軸組織的拉伸強(qiáng)度、塑性指標(biāo)較高，等軸組織由初生α相與β轉(zhuǎn)相組成，初生α相的含量、尺寸、間隔距離對(duì)最終組織的性能影響較大。初生α相的尺寸、含量、分布，對(duì)等軸組織的強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性等力學(xué)性能影響顯著。初生α相細(xì)小、彌散分布，則相鄰α相間距越大[13,14]。從位錯(cuò)滑移機(jī)制來(lái)看，初生α相對(duì)位錯(cuò)具有“釘扎”效果，因此，相鄰初生α相的距離是決定強(qiáng)度的主要因素，間距越小則強(qiáng)度越高。

熱處理參數(shù)角度出發(fā)，雙重退火是被驗(yàn)證有效的α+β雙相鈦合金的強(qiáng)化熱處理工藝,第一重退火溫度設(shè)置在Tβ以下30~50℃，目的在于控制初生α相含量與形貌。溫度越高而含量越少，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，α相逐漸圓潤(rùn)。第二重退火溫度通常設(shè)置在550~600℃,目的在于促進(jìn)β相中析出次生α相,而次生α相含量對(duì)高溫瞬時(shí)、持久強(qiáng)度影響顯著，退火溫度高、保溫時(shí)間長(zhǎng)則次生α相含量高而提升高溫強(qiáng)度[15]。

4、結(jié)論

(1)TC8鈦合金化學(xué)成分與TC11合金相近,但TC8合金幾乎不含中性強(qiáng)化元素Zr,且Si含量有所降低,有益于長(zhǎng)期使用中避免析出脆性硅化物。

(2)TC8鈦合金20 mm與30 mm棒材低倍組織為模糊晶，顯微形貌為初生α相含量45%的等軸組織,棒材芯部區(qū)域的初生α相球化程度高。

(3)經(jīng)950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷的雙重退火熱處理后，TC8合金強(qiáng)度比同規(guī)格TC11合金的拉伸強(qiáng)度略低，但塑性明顯高于后者。

(4)TC8合金沖擊斷口呈準(zhǔn)解理特征,初生α相受剪切破壞,起到遲滯裂紋作用,初生α相與β轉(zhuǎn)相界面抵御裂紋擴(kuò)展。

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（注，原文標(biāo)題：TC8鈦合金棒材的組織與性能研究_魯小芳）