面向航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)部件用TC8鈦合金棒材制備工藝-組織-性能關(guān)聯(lián)機(jī)制及長壽命服役性能保障研究

引言

鈦合金中，α相耐腐蝕性好，焊接性好，強(qiáng)度高;β相則強(qiáng)韌性優(yōu)良，斷裂韌度高，抗裂紋擴(kuò)展性好，成型工藝性好。a+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鈦合金是中國科學(xué)院金屬研究所于2000年前后針對(duì)燃?xì)廨啓C(jī)與航空發(fā)動(dòng)機(jī)需求開發(fā)的一種α+β雙相熱強(qiáng)鈦合金，其名義成分Ti-6.5Al-3.0Mo-0.3Si，如今已成功應(yīng)用在壓氣機(jī)盤、葉片、封嚴(yán)篦齒盤等部件，使用壽命高達(dá)3000h以上，且通過長期試車考核[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。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87%后，原始β晶界被完全破碎;王騰飛[5別通過計(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，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，進(jìn)而影響力學(xué)性能[7.8]。因此，有必要綜合分析TC8合金棒材的生產(chǎn)全過程，為更好應(yīng)用該材料奠定基礎(chǔ)。

1、實(shí)驗(yàn)方法

TC8鈦合金棒材經(jīng)配料、熔煉、鍛造開坯、鍛造、軋制、精整等數(shù)道工序獲得。

熔煉采用真空自耗式重熔VAR爐，熔煉3次得到?200mmx3m鑄錠;鑄錠經(jīng)扒氧化皮，超聲波探傷、鋸削分段后形成?190mmx500mm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)行三火次的鍛造開坯，鍛造始鍛溫度設(shè)置為Tβ+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300mmx 300mmx200mm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Tβ-30℃,終鍛溫度為900℃,經(jīng)過鐓粗一拔長一甩圓一整形，得到?150mm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。

?150mm棒材經(jīng)過三火次熱軋,最終得到?30mm與40mm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1h~2h，空冷;升溫至550℃，保溫2h~4h,空冷。金相試樣經(jīng)過粗磨、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OLYM-PUSPMG3光學(xué)顯微鏡進(jìn)行拍照觀察。采用IN-STRON-1185萬能材料試驗(yàn)機(jī)按照 GB/T 228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試。按照GB/T 229-2007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)成分列于表1,可見鑄錠頭、尾的棒材試樣的化學(xué)成分差別極小，說明熔煉過程實(shí)現(xiàn)較高程度的化學(xué)成分均勻化。

從表中可見,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。

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含量有所降低。研究表明，高溫下長時(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，延長葉片、輪盤類零件使用壽命。

表1 TC8合金鑄錠化學(xué)成分

2.2β相變點(diǎn)溫度

經(jīng)過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

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,具體見圖2。

從圖2可見邊緣、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，且尺寸差異較小，說明(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大現(xiàn)象，α相呈現(xiàn)不規(guī)則形狀，尺寸長大至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，如表2所示。

從測(cè)試結(jié)果來看，TC8合金棒材實(shí)際測(cè)試力學(xué)性能來看，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。

從圖的TC8合金沖擊韌性試樣斷口形貌來看，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a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。

表2 TC8合金棒材力學(xué)性能

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T_β。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。

低倍組織來看，TC8合金棒材低倍試樣的模糊晶形貌，說明在鍛造與軋制過程中，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a相含量逐漸降低，在鍛造過程中，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α片的卷曲、破碎、分解過程,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a相球化發(fā)生。

α相長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相易于長大[12]。

從力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果來看，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a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a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T_β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，α相逐漸圓潤。第二重退火溫度通常設(shè)置在550℃~600℃,目的在于促進(jìn)β相中析出次生相，而次生a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)間長則次生a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,有益于長期使用中避免析出脆性硅化物;

(2)TC8鈦合金?20mm與?30mm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鈦合金小規(guī)格棒材組織與性能研究_霍榮偉）