锻造温度对TC25 钛合金锻件组织及性能的影响

TC25钛合金是苏联于1971年研制的一种综合性能优良的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-W-Si 系α+β 型热强钛合金，它兼有BT9 钛合金的高热强性和BT8 钛合金的热稳定性，适合在500～550℃长时间工作；加工性能良好，是用于发动机的理想热强钛合金，被广泛应用于制造航空发动机关键零件，如航空发动机压气机盘件。

航空发动机用机匣类锻件多为关重件，其品质关系到发动机工作的安全性和可靠性。查阅了小型锻造厂10 余批机匣锻件的生产档案记录，发现锻件所用原材料相变点在1007 ～1028℃范围内变化，锻造温度均为相变点下35℃，且在锻件生产过程中加热温度始终保持不变，所生产的锻件存在组织性能匹配不良，甚至高温强度不能满足标准要求的现象，这影响到了发动机用锻件的安全使用。H. J. Henning &P. D. Frost 研究了TC4 合金等轴α 相含量对性能的影响发现：组织中等轴α 相含量为零或太多时，均会抑制材料某些性能的发挥，例如屈服强度降低等。薛强等研究了α 相形态与含量对TA15 钛合金力学性能的影响，结果表明：初生α 相含量增加，合金强度有所下降。当初生α 相含量高于40%后，含量再增加对合金塑性提升并无益处。因此，只有当α相含量处于合适的范围时，才能得到较好的综合力学性能。

影响等轴α 含量的因素主要有：材料化学成分不均匀性；炉内温度的不均匀性；变形热效应引起变形体内温度场变化。当原材料和变形量确定时，α含量主要取决于锻造加热温度。本文以某型号某机匣锻件为研究对象，通过探究锻造加热温度对TC25 钛合金环件组织和力学性能的影响，为TC25 钛合金锻件获得良好的组织和性能提供理论与实践依据。

试验设计及过程

试验材料

本研究所用原材料为西部钛业有限责任公司生产的φ200mm 的TC25 钛合金棒材，化学成分如表1所示，棒材高倍组织如图1 所示，棒材性能见表2、表3 及表4，用金相法测得相变点为1009℃。由图1可以看出，试验所用原材料高倍组织为等轴组织，等轴α 相分布不均匀。由表2、表3、表4 可以看出，原材料性能均符合原材料标准要求，但富余量不大，因此，本试验所用原材料为复验合格料，但整体水平偏低。

表1 TC25 钛合金棒材的化学成分(wt%)

表2 原材料室温力学性能

表3 原材料高温力学性能

表4 原材料热稳定性(550℃×100h，空冷)

图1 原材料高倍组织(500×)

试验工艺与热处理制度

TC25 钛合金环件的主要生产工序为：原材料复验→下料→加热→锻造→热处理→理化测试→入库。锻件各工序变形量设定的基本原则为：在锻透的前提下尽量保证终锻温度，同时变形体内部不能出现剧烈温升，为了确保试验顺利进行，对镦饼和终扩工序进行了模拟，分别如图2 和图3 所示。根据锻件验收标准Q/S 12.2402 及相关资料，本试验锻件热处理制度为：一次退火，(900～980℃)×(90～100min)，空冷；二次退火，(500～540℃)×(300～360min)，空冷。

图2 第1火模拟结果

图3 第2火模拟结果

试验方案

本试验思路为：锻件生产前在原材料棒材上切取φ200mm×20mm的低倍片进行空烧，将初始等轴α含量控制在25%～35%，此时的空烧温度记为T0，本试验测得T0 为995℃，在此基础上设计了A、B 两种锻造加热方案(表5)。由表5 可知，两种加热方案的镦粗工序加热温度均适当降低，这是由于棒料镦粗时变形较为剧烈，适当降低温度可预防坯料心部过热、过烧现象。

表5 两种锻造加热方案

试验结果及分析

采用A、B 两种锻造加热方案各生产1 件试验件，分别记为锻件A 和锻件B，锻件热处理后检测高倍组织及弦向力学性能。原材料在995℃下的高倍组织和锻件高倍组织见图4，锻件室温力学性能、高温力学性能、热稳定性能对比分别如表6、表7、表8 所示，此外两试验件在500℃、550℃下的高温持久性能皆符合要求。

表6 不同加热方案锻件室温力学性能

表7 不同加热方案锻件高温力学性能

表8 不同加热方案锻件热稳定性(550℃×100h，空冷)

图4 试验件高倍组织照片(500×)

从图4 中可以看出，锻件A 和锻件B 的显微组织特征均为在β 转变基体上分布着等轴α 相。锻件A 的等轴α 相含量达到了55%，次生α 相所占比例较小，为典型的等轴组织，相较于原材料在995℃下的组织，等轴α 相含量明显增多。这是由于在镦粗及马扩工序锻造加热温度较低，锻造过程中产生的部分等轴α 相颗粒未能溶解。锻件B 的等轴α 相含量约为35%，并有少量的短条状α 相，且次生α相所占比例较大，尺寸更长更细，分布更为均匀弥散，为典型的双态组织，相较于原材料在995℃下的组织，等轴α 相含量基本持平，这是由于马扩工序提高了锻造温度，锻造过程中产生的部分等轴α 相颗粒逐渐溶解，使得合金中等轴α 相数量减少。同时，由于初生α 相的溶解，未转变β 基体含量和饱和度增大，从而增大析出次生α 相的驱动力，使得次生α 相随着加热温度的升高而增多并变得更加细小而弥散。

结合表6、表7、表8 可以看出，相较于锻件A，锻件B 的室温抗拉强度和热稳定拉伸强度分别提高了约65MPa和50MPa，增幅明显，断后伸长率略有降低，冲击性能基本持平；与此同时，锻件A 在 500℃加热情况下抗拉强度为722MPa、719MPa，550℃时抗拉强度有一个试样为682MPa，均不满足标准要求，甚至低于原材料强度。相比于锻件A，锻件B 在 500℃加热情况下抗拉强度提高了约40MPa，断后伸长率略有提高；550℃时抗拉强度提高了约30MPa，断后伸长率略有下降。在拉应力作用下，当外加应力大于位错开动的临界应力时，位错便开始运动。在位错运动的过程中，组织中等轴α 相、短条状或细长条状α相含量不同，α 界面阻碍位错运动的能力不同。由于锻件B 中的短条状或细长条α 相含量大于锻件A，即前者的α 界面多，位错运动的阻力大，所以宏观上表现为前者的强度高。

试验结论及操作要点

⑴等轴α 相含量随着锻造温度的提高而减少。坯料在较低温度下进行镦粗、在较高温度下进行马扩和扩孔能有效控制锻件等轴α 相含量并改善组织均匀性；在较低温度下进行镦粗和马扩、在较高温度下进行扩孔会造成等轴α 相偏多。

⑵等轴α 相含量对TC25 钛合金锻件的力学性能有较大影响，当等轴α 相含量约为35%时，可以得到优良的综合力学性能。随着等轴α 相含量的增加，室温强度和高温强度均显著降低，而塑性无明显变化；当等轴α 相含量达到约55%时，高温强度不能满足标准要求。

⑶锻件生产前先对同炉号低倍片进行随炉空烧，将等轴α 相含量控制在25%～35%，镦饼工序加热温度在此空烧温度基础上适当降低，锻造工序均按空烧温度加热。