引言

鈦合金中，α相耐腐蝕性好，焊接性好，強度高;β相則強韌性優良，斷裂韌度高，抗裂紋擴展性好，成型工藝性好。a+β雙相鈦合金兼具兩種鈦合金優點，因此應用范圍最廣[1],目前燃氣渦輪發動機的壓氣機部件，大量使用雙相鈦合金。

TC8鈦合金是中國科學院金屬研究所于2000年前后針對燃氣輪機與航空發動機需求開發的一種α+β雙相熱強鈦合金，其名義成分Ti-6.5Al-3.0Mo-0.3Si，如今已成功應用在壓氣機盤、葉片、封嚴篦齒盤等部件，使用壽命高達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性能的聯系發現，變形量超過87%后，原始β晶界被完全破碎;王騰飛[5別通過計算法與金相法測定TC8合金的β轉變溫度，二者結果分別為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現70%以上出現“細晶帶”，并且Tβ-40變形易轉變為網籃組織特征。

由于TC8合金屬于新型熱強鈦合金，其化學成分、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，進而影響力學性能[7.8]。因此，有必要綜合分析TC8合金棒材的生產全過程，為更好應用該材料奠定基礎。

1、實驗方法

TC8鈦合金棒材經配料、熔煉、鍛造開坯、鍛造、軋制、精整等數道工序獲得。

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、尾處取樣進行化學元素含量檢測，并進行β轉變溫度測定。

對鑄錠塊進行三火次的鍛造開坯，鍛造始鍛溫度設置為Tβ+50℃,終鍛溫度為900℃,三次鍛造變形量分別設置為50%,60%與80%，得到300mmx 300mmx200mm的方坯，經酸浸+低倍組織檢查，超聲波探傷合格后方可進入下一道鍛制工序。

方坯進行正式鍛造階段，鍛造始鍛溫度設置為Tβ-30℃,終鍛溫度為900℃,經過鐓粗一拔長一甩圓一整形，得到?150mm圓棒，圓棒經酸浸+低倍組織檢查，顯微組織檢查，超聲波探傷合格后方可進入下一道熱軋工序。

?150mm棒材經過三火次熱軋,最終得到?30mm與40mm圓棒，繼續經酸浸+低倍組織檢查，顯微組織檢查，超聲波探傷合格后交付。

根據經驗，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。金相試樣經過粗磨、細磨、拋光、腐蝕后,低倍試樣采用目視檢測,顯微組織采用OLYM-PUSPMG3光學顯微鏡進行拍照觀察。采用IN-STRON-1185萬能材料試驗機按照 GB/T 228.1-2010標準進行室溫拉伸性能測試。按照GB/T 229-2007標準進行沖擊韌性實驗測試;平面應變斷裂韌性測試則嚴格按照國標GBT4161-2007標準進行。

2、實驗結果

2.1化學成分

TC8鈦合金棒材鑄錠的化學成分列于表1,可見鑄錠頭、尾的棒材試樣的化學成分差別極小，說明熔煉過程實現較高程度的化學成分均勻化。

從表中可見,TC8合金的化學成分與TC11合金(名義成分)接近，均屬于熱強α+β雙相鈦合金，TC8合金含有6.5%左右的α相穩定化元素Al,3.5%左右的β相穩定化元素Mo,以及約0.3%的強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化元素Zr，且Si含量有所降低。研究表明，高溫下長時間暴露后，鈦硅化合物的析出是引發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合金鑄錠化學成分

2.2β相變點溫度

經過DSC測試,TC8合金熱軋棒材的β轉變溫度為987℃，符合材料標準關于β轉變溫度應處于980℃~1020℃的要求。

2.3低倍組織

2.4顯微組織

分別檢測?20mm與?30mm棒材的邊緣、R/2及中心部位的顯微組織,發現具有相似的特征,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:邊緣區域的等軸α相細小、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)兩相區的生產軋制溫度區間內,初生α相發生充分的再結晶。

在芯部區域，α相發生較為明顯的粘連與長大現象，α相呈現不規則形狀，尺寸長大至15μm級別。這一方面與芯部區域變形量不足，α相發生破碎、球化程度不高;另一方面芯部由于內摩擦產生的變形熱高，鈦合金材料熱導率小，導致溫升效應明顯[4、10]。

2.5力學性能

考慮到該批次TC8合金的β轉變溫度為，仿照TC11合金的雙重退火制度，擬定TC8合金試樣熱處理參數:950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷。

熱處理后檢測試樣力學性能，如表2所示。

從測試結果來看，TC8合金棒材實際測試力學性能來看，其強度、塑性、斷裂韌度指標均高于標準規定值，且富余裕度較大。與同類TC11合金棒材比較,其拉伸強度略低于后者但塑性明顯高于TC11合金產品，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、擴展區與瞬斷區三部分。源區面積占比小,表面粗糙度高、不平整;擴展區面積占比最高，其密布大量擴展棱線，表面形成犁溝痕跡;瞬斷區較平坦，幾乎無起伏，呈現裂紋高速擴展的平面痕跡。

從擴展區微觀形貌來看，為密布大量河流花樣+淺韌窩的準解理斷口特征。比較圖中與圖的標尺可知，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展機理為:初生α相受剪切破壞，起到遲滯裂紋作用，而初生α相與β轉相界面對裂紋擴展抵御效果明顯。

表2 TC8合金棒材力學性能

3、分析與討論

首先分析合金元素對β轉變溫度的影響，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。相應的，晶界內初生α相與β轉相也發生等軸化轉變，因此對應的顯微組織應為等軸組織。

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轉組織,根據兩相的空間分布關系，可構成等軸、雙態、網籃、片層四種典型組織形態[11]。

高溫下α相滑移系少、強度越高，而β轉組織中β相強度低，位錯沿著β相滑移至α/β相界面,并形成塞集,因此裂紋優先在界面處萌生,并沿著界面擴展。

α+β雙相鍛加熱溫度處于(α+β)兩相區,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相發生再結晶、球化轉變，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。球化受原子擴散影響,涉及α片的卷曲、破碎、分解過程,一般認為,在(α+β)兩相區內的稍高的變形溫度，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)兩相區內的較高的變形溫度,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]。

從力學性能測試結果來看，等軸組織的拉伸強度、塑性指標較高，等軸組織由初生α相與β轉相組成，初生a相的含量、尺寸、間隔距離對最終組織的性能影響較大。初生a相的尺寸、含量、分布，對等軸組織的強度、塑性、沖擊韌性等力學性能影響顯著。初生α相細小、彌散分布，則相鄰α相間距越大[13,14]。

從位錯滑移機制來看，初生α相對位錯具有“釘扎”效果，因此，相鄰初生α相的距離是決定強度的主要因素，間距越小則強度越高。

熱處理參數角度出發，雙重退火是被驗證有效的α+β雙相鈦合金的強化熱處理工藝，第一重退火溫度設置在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,隨保溫時間延長，α相逐漸圓潤。第二重退火溫度通常設置在550℃~600℃,目的在于促進β相中析出次生相，而次生a相含量對高溫瞬時、持久強度影響顯著，退火溫度高、保溫時間長則次生a相含量高而提升高溫強度[15]。

4、結論

(1)TC8鈦合金化學成分與 TC11合金相近,但TC8合金幾乎不含中性強化元素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,棒材芯部區域的初生α相球化程度高;

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

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

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（注，原文標題：TC8鈦合金小規格棒材組織與性能研究_霍榮偉）