軋制溫度對TC8M-1鈦合金棒材組織和力學性能的影響

蔣紀新，張 偉，孫虎代，魏高艷，陶海林

（寶雞鈦業股份有限公司，陜西 寶雞 721014）

1 前言

BT8是一種Ti-Al-Mo-Si系變形熱強鈦合金，是蘇聯在20世紀50年代末為滿足設計高性能航空發動機的需求而研制的。該合金具有熱強度高、熱穩定性好、使用壽命長等優點，廣泛應用于各種渦輪發動機中。20世紀90年代，俄羅斯改進了BT8鈦合金，研制出BT8-1鈦合金。BT8-1鈦合金（名義成分為Ti-6.3Al-1.2Sn-1.2Zr-3.2Mo-0.15Si）鋁、鉬當量分別為7.9和3.2，應用溫度范圍為450℃～500℃。為了保證合金具有更好的加工性能，俄羅斯又在BT8-1合金的基礎上，研制出了可在室溫下加工變形（鐓粗40%）的BT8M-1合金，其主要用于制造發動機的盤和葉片，在450℃～500℃長期工作時間可達1000h以上[1]。

為適應航空工業的發展，滿足航空發動機對高溫鈦合金的需求，我國對BT8系列（BT8、BT8-1和BT8M-1）鈦合金進行了仿制，研制的TC8系列（TC8、TC8-1和TC8M-1）鈦合金在燃氣渦輪發動機和航空發動機上獲得應用。材料的組織和性能與加工工藝有著密切的關系，通過加工工藝參數的有效控制，可以獲得相應的組織，并獲得良好的性能。本文研究了不同軋制溫度下TC8M-1鈦合金棒材的組織和性能，旨在對該合金軋制工藝的制定提供一定的依據和參考。

2 實驗

2.1 實驗材料

實驗材料選用寶雞鈦業股份有限公司3次VAR熔煉的TC8M-1鈦合金鑄錠，其化學成分如表1所示。鑄錠經開坯、自由鍛、精鍛等工序加工成Ф47mm棒坯。金相法測得棒坯相變點為970℃～980℃。棒坯的原始狀態（R態）顯微組織如圖1所示，為典型的（α+β）兩相區加工等軸組織。在軋制變形量相同的情況下，分別采用Tβ-60℃和Tβ+20℃兩種軋制溫度將Ф47mm棒坯軋制成直徑為Ф20mm的棒材。

表1 TC8M-1鈦合金鑄錠的化學成分

圖1 TC8M-1合金棒坯顯微組織（R態）

2.2 試驗方法

在不同溫度軋制的TC8M-1鈦合金棒材上分別切取縱向試樣，并經900℃保溫1.5小時，AC+580℃保溫1小時，AC熱處理。金相檢驗采用的腐蝕液為HNO3、HF和H2O的混合液，用Axiovert 200MAT金相顯微鏡觀察顯微組織，在CMT5105電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，并采用掃描電鏡觀察拉伸試樣斷口形貌。在沖擊試驗機上進行試樣的室溫沖擊試驗。

3 實驗結果與分析

3.1 軋制溫度對棒材顯微組織和室溫力學性能的影響

Tβ-60℃軋制時，棒材組織為α等+β轉組織（如圖2（a）所示），組織比較均勻，α等在45%左右，呈球形或橢球形。其余為β轉組織，而β轉組織包括β轉基體中的細條魏氏α(α魏)和殘余β(β殘)。Tβ+20℃軋制時，棒材基本為α片+β轉的網籃組織（如圖2（b）所示），無等軸α相存在，并且存在斷續晶界α。

圖2 不同軋制溫度下的TC8M-1鈦合金棒材顯微組織

不同軋制溫度下TC8M-1鈦合金棒材室溫力學性能見表2。由力學性能對比可知，Tβ+20℃軋制棒材的室溫拉伸強度和沖擊韌性均略高于Tβ-60℃軋制，但是Tβ+20℃軋制棒材塑性明顯降低，特別是斷后延伸率和斷面收縮率處于壓標準線狀態。

表2 不同軋制溫度下的TC8M-1鈦合金棒材力學性能

不同溫度軋制TC8M-1棒材的性能存在較大差異，主要是因為兩者顯微組織變形機制不同導致的。Tβ-60℃軋制棒材組織為等軸組織，其中初生α相晶粒呈球形或橢球形，它們與基體之間的取向是任意的，因此試樣在拉伸變形時位錯容易找到可開動的滑移面，有利于滑移變形。而滑移變形抑制了微裂紋的形成和擴展，使合金能夠承受更大的變形，獲得較高的塑性[2-3]。

Tβ+20℃軋制棒材組織為網籃組織，組織中大量片狀α交錯編織，使相界面增加，增強了材料的抗變形能力，使得棒材抗拉強度略高于Tβ-60℃軋制棒材。同時，由于各α片取向不同，當裂紋沿相界面擴展時，遇到不同取向的α集束就要改變其方向，使其擴展路徑曲折，導致裂紋擴展需要克服很大阻礙，因而棒材沖擊韌性也較好。而網籃組織發生塑性變形時容易在晶界α和不同位向α集束交界處發生位錯塞積，從而促進了微裂紋的形成和發展，導致了材料過早的斷裂，降低了塑性[4]。

3.2 室溫拉伸斷口分析

圖3是不同軋制溫度下TC8M-1鈦合金棒材室溫拉伸斷口形貌照片。圖3（a）、3（c）為Tβ-60℃軋制棒材斷口形貌，宏觀拉伸斷口（圖3（a））斷面不平整，斷口區由粗糙纖維區和平滑剪切唇組成，呈明顯的韌性斷裂特征；微觀斷口（圖3（c））中心區為等軸韌窩，韌窩較多、較深且分布均勻，表明合金塑性較好。圖3（b）、3（d）為Tβ+20℃軋制棒材斷口形貌，宏觀拉伸斷口（圖3（b））斷面相對比較平整，斷口沒有明顯剪切唇；微觀斷口（圖3（d））韌窩較少、較淺且局部存在平直的解理小平面，呈現準解理斷裂的特征。

圖3 不同軋制溫度下TC8M-1鈦合金室溫拉伸斷口形貌

試樣在拉伸受力發生塑性變形時，首先在合金夾雜物顆粒或第二相界面上形成微裂紋，隨著形變量增大，裂紋不斷擴展，導致合金基體發生內縮頸，內縮頸達到一定程度后斷裂形成韌窩。不同溫度軋制棒材室溫拉伸斷口韌窩大小及深度存在較大差異，這主要受到了材料塑性變形能力的影響，材料塑性變形能力大，韌窩大而深，反之少而淺[5]。斷口形貌分析結果與表2中室溫拉伸檢測結果對應一致。

4 結論

（1）TC8M-1鈦合金棒材經Tβ-60℃和Tβ+20℃溫度軋制后的顯微組織分別為等軸組織和網籃組織。

（2）具有網籃組織的棒材其室溫拉伸強度和沖擊韌性均略高于等軸組織棒材，但其室溫塑性較差。

（3）等軸組織棒材室溫拉伸微觀斷口形成多而深的等軸韌窩，呈現明顯的韌性斷裂。而網籃組織棒材室溫拉伸微觀斷口韌窩較少、較淺且存在平直的解理小平面，呈現準解理斷裂的特征。