TC4鈦合金具有高比強(qiáng)度、較寬的工作溫度范圍和優(yōu)異的耐腐蝕性能，是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、葉片等 的理想材料之一[1]。航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片的工作條件極為復(fù)雜和苛刻，需承受巨大的氣動(dòng)應(yīng)力、離心應(yīng)力和溫 度負(fù)荷作用[2]，因而對(duì)葉片用鈦合金棒材的顯微組織和力學(xué)性能提出了很高的要求，如GJB494Ａ-2008《航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片用鈦合金棒材規(guī)范》要求葉片用TC4鈦合金棒材的初生α相含量不低于25％。

超聲波探傷 檢驗(yàn)是航空航天領(lǐng)域鈦合金原材料驗(yàn)收的基本要求，部分原材料訂貨標(biāo)準(zhǔn)中對(duì)探傷的要求也十分苛刻，如 GJB494Ａ-2008要求轉(zhuǎn)子葉片用棒材探傷雜波水平不大于0.8mm-12ｄB。國內(nèi)學(xué)者對(duì)鈦合金顯微組織與超聲探 傷雜波的對(duì)應(yīng)關(guān)系進(jìn)行了研究[3-7]，發(fā)現(xiàn)探傷雜波的高低不僅與組織中α相和β相的含量及尺寸大小有關(guān) ，還與組織的均勻性、織構(gòu)等密切相關(guān)。因此，在鈦合金研制和生產(chǎn)過程中，除組織和常規(guī)性能外，對(duì)超聲 探傷雜波水平也應(yīng)重點(diǎn)關(guān)注。

目前，國內(nèi)制造葉片用TC4鈦合金棒材的熱加工工藝主要有精鍛和軋制，但對(duì)2種加工方式下TC4鈦合金棒材 組織和性能(包括超聲探傷雜波)的綜合對(duì)比研究較少。為此，對(duì)比分析了精鍛和軋制2種加工方式下葉片用 TC4鈦合金棒材的組織與性能，并研究了精鍛溫度和變形量對(duì)棒材組織與性能的影響，以期為優(yōu)化熱加工工 藝，制備滿足GJB494Ａ-2008要求的葉片用TC4鈦合金棒材提供參考。

1、實(shí)驗(yàn)

1.1實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為經(jīng)3次真空自耗電弧熔煉(VAR)＋多火次墩拔鍛造制備的φ95mmTC4鈦合金棒坯。棒坯β相轉(zhuǎn)變溫 度為995℃，化學(xué)成分如表1所示。棒坯橫向組織由初生等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，為典型的雙態(tài)組織，初 生等軸α相含量超過65％，如圖1所示。

1.2方法與設(shè)備

將φ95mmTC4鈦合金棒坯切割成等長度的棒料，按照表2方案進(jìn)行鍛造試驗(yàn):①在940℃分別進(jìn)行兩火精鍛、一 火精鍛＋一火軋制和兩火軋制，得到規(guī)格為φ30mm的成品TC4鈦合金棒材(中間道次規(guī)格均為φ55mm)；②分 別在920、960℃進(jìn)行兩火精鍛試驗(yàn)，得到規(guī)格為φ30mm的成品TC4鈦合金棒材；③分別在920、940、960℃進(jìn) 行一火精鍛試驗(yàn)，得到規(guī)格分別為φ50、φ65ｍｍ的成品TC4鈦合金棒材。

沿成品TC4鈦合金棒材橫向Ｒ/2處 切取金相試樣和力學(xué)性能試樣。金相試樣經(jīng)磨拋后用腐蝕劑(HF、HNO3、ＨH2O體積比為1∶3∶6)浸蝕，采用 蔡司AxioVert Al倒立式顯微鏡觀察顯微組織，利用Image-proplus5.0圖像軟件分析初生α相含量，每個(gè)試 樣至少觀察5個(gè)視場(chǎng)，取平均值。力學(xué)性能試樣經(jīng)800℃/1.5h/AC退火后，采用ZwickZ 330試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉 伸性能測(cè)試，采用ZwickZ 100試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫拉伸性能測(cè)試，采用ZｗｉｃｋＲＭＴ-Ｄ10(100ｋＮ)試驗(yàn)機(jī) 進(jìn)行高溫持久性能和蠕變性能測(cè)試。采用ＵSＰＣ7100型探傷儀進(jìn)行水浸超聲探傷檢驗(yàn)，探頭為ＩSS/G/Ｃ10 ＭＨZ，φ0.8mm平底孔。

2、結(jié)果與分析

2.1精鍛和軋制棒材的組織與性能對(duì)比

圖2是在940℃分別進(jìn)行兩火精鍛、一火精鍛＋一火軋制和兩火軋制后得到的φ30mmTC4鈦合金棒材的橫、縱 向顯微組織。從圖2可以看出，棒材均為典型的雙態(tài)組織，但不同加工方式獲得的棒材α相含量、形態(tài)、尺 寸及分布存在一定差異。兩火精鍛棒材的初生α相含量約為65％，縱向α相拉長明顯，精鍛＋軋制和兩火軋 制棒材的初生α相含量較低，分別約為55％和45％，但縱向等軸性更好。這是因?yàn)樵谙嗤募訜釡囟认?，? 鍛棒材較軋制棒材變形時(shí)間長，鍛造過程中發(fā)生了明顯的溫降，而軋制棒材變形時(shí)間短、溫升明顯，實(shí)際變 形溫度高于精鍛棒材，導(dǎo)致軋制棒材縱向初生α相的等軸化程度更高。此外，精鍛棒材的次生α相多呈碎點(diǎn) 狀或扭曲的條狀分布，而軋制棒材的次生α相多呈平直的長條狀分布，這是由2種加工方式的特點(diǎn)決定的。 精鍛變形道次間的持續(xù)時(shí)間長，兩道次變形間隙會(huì)析出少量的次生α相，次生α相在下一道次的鍛造過程中 會(huì)發(fā)生破碎，進(jìn)而多呈碎點(diǎn)狀或扭曲的條狀分布，如圖2ａ、2ｄ所示。而軋制變形速度快，組織中的次生α 相主要是在軋制變形結(jié)束后，在冷卻過程中從β晶界、α/β相界或β晶粒內(nèi)高能缺陷處形成的，且多呈平 直的集束狀分布，如圖2B、2ｅ所示。與精鍛＋軋制工藝相比，兩火軋制工藝的溫升更為明顯，導(dǎo)致成品組 織中初生等軸α相的含量較精鍛＋軋制工藝更少，但次生α相的厚度更大，如圖2ｃ、2ｆ所示。

兩火精鍛、 一火精鍛＋一火軋制和兩火軋制的φ30mmTC4鈦合金棒材經(jīng)800℃/1.5h/AC退火后的室溫拉伸、高溫拉伸、高 溫持久和蠕變性能見表3。從表3可以看出，在相同熱處理?xiàng)l件下，精鍛和軋制棒材的室溫拉伸塑性、高溫持 久和蠕變性能差異較小，但精鍛棒材的室溫強(qiáng)度和高溫強(qiáng)度明顯高于軋制棒材。這是因?yàn)榫懓舨牡某跎? 相含量略高于軋制棒材，且次生α相多呈碎點(diǎn)狀或扭曲的條狀分布，晶粒細(xì)小，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到了細(xì) 晶強(qiáng)化的作用。

表4是在940℃分別進(jìn)行兩火精鍛、一火精鍛＋一火軋制、兩火軋制后得到的φ30mmTC4鈦合 金棒材的超聲探傷雜波水平。 從表4可以看出，兩火精鍛棒材的探傷雜波水平為φ0.8mm-(9~12)ｄB，精鍛＋軋制、兩火軋制棒材的探傷雜 波水平均為φ0.8mm-(12~16)ｄB，小于兩火精鍛棒材。這是因?yàn)檐堉瓢舨某跎料嗪康?，次生α相的集? 尺寸增加，相界面取向差減小，組織更加均勻，故探傷雜波水平低。從圖2也可以看出，精鍛棒材的等軸α 相分布不均勻，存在α相聚集現(xiàn)象，導(dǎo)致超聲波信號(hào)散射加劇，探傷雜波水平高于軋制棒材。

從以上組織、 性能和超聲探傷雜波水平的分析可知，精鍛和軋制方式制備的棒材各有特點(diǎn)，除超聲探傷雜波水平稍高外， 精鍛棒材的室溫強(qiáng)度和高溫強(qiáng)度優(yōu)勢(shì)明顯。因此，為進(jìn)一步提高TC4鈦合金精鍛棒材的組織與性能匹配，開 展了精鍛溫度和變形量對(duì)TC4鈦合金棒材組織與性能的影響研究。

2.2精鍛溫度和變形量對(duì)組織與性能的影響

圖3是按照表2精鍛方案，在不同溫度下精鍛得到的φ30、φ50、φ65mmTC4鈦合金棒材的顯微組織。從圖3可 以看出，隨著精鍛溫度的升高，棒材初生α相含量從920℃精鍛時(shí)的約80％降低到940℃精鍛時(shí)的約65％，當(dāng) 精鍛溫度繼續(xù)提高到960℃時(shí)初生α相含量不足50％，但碎點(diǎn)狀或扭曲的條狀α相含量逐漸增多。這是因?yàn)? 精鍛溫度的升高加劇了初生α相轉(zhuǎn)變[8]，使鍛造過程中形成的碎點(diǎn)狀或扭曲的次生α相更多。從圖3還可以 看出，對(duì)于相同規(guī)格的TC4鈦合金棒材，精鍛溫度越高，初生α相的分布越均勻。相同變形溫度下，精鍛變 形量越大，棒材組織越細(xì)小，α相發(fā)生扭曲和聚集的不均勻現(xiàn)象也更為明顯。

圖4是在不同溫度下精鍛得到 的不同規(guī)格TC4鈦合金棒材經(jīng)800℃/1.5h/AC退火后的室溫拉伸和高溫拉伸性能。從圖4ａ、4ｃ可以看出，精鍛溫度越低、變形量越大，棒材的室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng) 度也越高，這與組織中初生α相和次生α相的含量和形態(tài)有關(guān)。經(jīng)920℃精鍛后的φ30mm棒材，初生α相含 量高，次生α相破碎明顯且多呈碎點(diǎn)狀分布，其室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng)度最高。隨著精鍛溫度的升高，初生 等軸α相的含量逐漸減少，呈碎點(diǎn)狀或扭曲條狀的次生α相含量逐漸提高，但在800℃/1.5h/AC退火條件下 ，次生α相的形貌并未發(fā)生明顯變化，因此影響棒材室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng)度的主要因素還是初生等軸α相 的含量。在相同的精鍛溫度下，精鍛變形量越大，晶粒尺寸越小， 棒材累積的位錯(cuò)密度越高，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度也越高。此外，精鍛溫度和變形量對(duì)TC4鈦合金棒材的塑性影響并不 明顯，如圖4B所示。

表5是在不同溫度下精鍛得到的不同規(guī)格TC4鈦合金棒材的超聲探傷雜波水平。從表5可 以看出，920~960℃精鍛的φ30mmTC4鈦合金棒材的探傷雜波水平為φ0.8mm-(9~12)ｄB，φ50mm棒材的探傷 雜波水平為φ0.8mm-(12~16)ｄB，可見相同精鍛溫度下φ50mm棒材的探傷雜波水平低于φ30mm棒材。920℃ 精鍛的φ65mmTC4鈦合金棒材探傷雜波水平為φ0.8mm-(12~16)ｄB，但當(dāng)精鍛溫度提高到940℃和960℃時(shí)， 探傷雜波水平都降低到φ0.8mm-(16~20)ｄB，說明相同規(guī)格的TC4鈦合金棒材，隨著精鍛溫度的提高，探傷 雜波水平逐漸降低，而精鍛溫度一定時(shí)，變形量越大，TC4鈦合金棒材的探傷雜波水平越高。這是因?yàn)槌? 波探傷雜波的變化與TC4鈦合金棒材組織中初生α相和次生α相的含量、尺寸和分布情況均有關(guān)。精鍛溫度 越高，精鍛變形量越小，TC4鈦合金棒材初生α相的含量低且等軸性好，次生α相的含量高且片層較平直， 整體組織均勻性越好，超聲波探傷時(shí)信號(hào)散射越小，雜波水平越低。

從以上分析結(jié)果可知，隨著精鍛溫度的升高，TC4鈦合金棒材的探傷雜波水平逐漸減小。但精鍛溫度的提高 會(huì)導(dǎo)致初生α相含量降低(會(huì)對(duì)成品葉片的疲勞性能產(chǎn)生不利影響[9])，室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng)度下降。因 此，針對(duì)葉片用TC4鈦合金棒材，當(dāng)精鍛溫度為940℃時(shí)，棒材的探傷雜波水平可以達(dá)到φ0.8mm-9ｄB以下， 初生α相含量可以達(dá)到65％左右，性能保持在較高水平，整體組織、性能匹配較好。

3、結(jié)論

(1)與軋制工藝相比，精鍛工藝制備的TC4鈦合金棒材室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng)度優(yōu)勢(shì)明顯，但超聲探傷雜波水 平稍高。

(2)隨著精鍛溫度升高，TC4鈦合金棒材的初生等軸α相含量逐漸減少，室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng)度下降，但超 聲探傷雜波水平逐漸減小。隨著精鍛變形量增大，棒材晶粒尺寸逐漸減小，室溫拉伸和高溫拉伸強(qiáng)度逐漸提 高，但組織均勻性變差，超聲探傷雜波水平增大。

(3)精鍛溫度選用940℃時(shí)，TC4鈦合金棒材的組織和性能匹配較好。

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