趙興東，魏 鑫，曾衛(wèi)東，賀勝通，徐建偉

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

0 引 言

航空發(fā)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(fā)動機設計理念的發(fā)展，壓氣機盤件由傳統(tǒng)的靜強度設計理念轉變?yōu)橹匾曧g性及裂紋擴展抗力的損傷容限設計理念[1]。傳統(tǒng)的α+β兩相區(qū)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(yè)界的廣泛關注，并進行了針對性研究。例如，Weiss等人[2]研究發(fā)現(xiàn)β型鈦合金在單相區(qū)變形時的組織演變是由動態(tài)回復和動態(tài)再結晶機制控制，可通過合理控制β單相區(qū)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(fā)現(xiàn)β鍛造后TC17鈦合金的高周疲勞極限達到544 MPa，滿足航空發(fā)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(tài)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(qū)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(tǒng)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(fā)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(guī)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?yōu)棣孪?，然后?000T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(guī)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(tǒng)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(xiàn)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(tài)，晶界α相由于變形的作用發(fā)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(fā)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(xié)調β晶界會發(fā)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(tài)[5]。由于變形量較小，TC17鈦合金材料在α+β相區(qū)幾乎沒有承受變形，所以晶界α相幾乎沿晶界連續(xù)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(fā)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(fā)生了球化現(xiàn)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(xiàn)象明顯減少，但是晶界發(fā)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(xiàn)球化現(xiàn)象，但是在局部區(qū)域發(fā)現(xiàn)若干尺寸較小的等軸β相相互連接在一起，說明該區(qū)域發(fā)生了β動態(tài)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(qū)時首先在晶界上析出α相，隨著變形的繼續(xù)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(fā)生了球化現(xiàn)象[7]。高變形速率下，β相在β單相區(qū)經歷大部分變形，容易發(fā)生動態(tài)再結晶[8]。動態(tài)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(fā)生動態(tài)回復，形成細小的亞晶，當相鄰的亞晶粒合并時，發(fā)生局部動態(tài)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(fā)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(fā)生在α+β兩相區(qū)，在變形過程中析出的片狀α相由于承受大量的變形發(fā)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(xù)狀，說明在兩相區(qū)的變形量較小。當變形速率增大至2 mm/s時，發(fā)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(fā)生長大現(xiàn)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(tǒng)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(tǒng)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(tǒng)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(fā)現(xiàn)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(tǒng)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(qū)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(fā)生β動態(tài)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。