TC4鈦合金具有高比強度、較寬的工作溫度范圍和優異的耐腐蝕性能，是制造航空發動機壓氣機盤、葉片等 的理想材料之一[1]。航空發動機葉片的工作條件極為復雜和苛刻，需承受巨大的氣動應力、離心應力和溫 度負荷作用[2]，因而對葉片用鈦合金棒材的顯微組織和力學性能提出了很高的要求，如GJB494Ａ-2008《航空發動機壓氣機葉片用鈦合金棒材規范》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 檢驗是航空航天領域鈦合金原材料驗收的基本要求，部分原材料訂貨標準中對探傷的要求也十分苛刻，如 GJB494Ａ-2008要求轉子葉片用棒材探傷雜波水平不大于0.8mm-12ｄB。國內學者對鈦合金顯微組織與超聲探 傷雜波的對應關系進行了研究[3-7]，發現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 ，還與組織的均勻性、織構等密切相關。因此，在鈦合金研制和生產過程中，除組織和常規性能外，對超聲 探傷雜波水平也應重點關注。

目前，國內制造葉片用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)的綜合對比研究較少。為此，對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棒材組織與性能的影響，以期為優化熱加工工 藝，制備滿足GJB494Ａ-2008要求的葉片用TC4鈦合金棒材提供參考。

1、實驗

1.1實驗材料

實驗材料為經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相轉變溫 度為995℃，化學成分如表1所示。棒坯橫向組織由初生等軸α相和β轉變組織組成，為典型的雙態組織，初 生等軸α相含量超過65％，如圖1所示。

1.2方法與設備

將φ95mmTC4鈦合金棒坯切割成等長度的棒料，按照表2方案進行鍛造試驗:①在940℃分別進行兩火精鍛、一 火精鍛＋一火軋制和兩火軋制，得到規格為φ30mm的成品TC4鈦合金棒材(中間道次規格均為φ55mm)；②分 別在920、960℃進行兩火精鍛試驗，得到規格為φ30mm的成品TC4鈦合金棒材；③分別在920、940、960℃進 行一火精鍛試驗，得到規格分別為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性能試樣。金相試樣經磨拋后用腐蝕劑(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，每個試 樣至少觀察5個視場，取平均值。力學性能試樣經800℃/1.5h/AC退火后，采用ZwickZ 330試驗機進行室溫拉 伸性能測試，采用ZwickZ 100試驗機進行高溫拉伸性能測試，采用ZｗｉｃｋＲＭＴ-Ｄ10(100ｋＮ)試驗機 進行高溫持久性能和蠕變性能測試。采用ＵSＰＣ7100型探傷儀進行水浸超聲探傷檢驗，探頭為ＩSS/G/Ｃ10 ＭＨZ，φ0.8mm平底孔。

2、結果與分析

2.1精鍛和軋制棒材的組織與性能對比

圖2是在940℃分別進行兩火精鍛、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組織，但不同加工方式獲得的棒材α相含量、形態、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。這是因為在相同的加熱溫度下，精 鍛棒材較軋制棒材變形時間長，鍛造過程中發生了明顯的溫降，而軋制棒材變形時間短、溫升明顯，實際變 形溫度高于精鍛棒材，導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 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種加工方式的特點決定的。 精鍛變形道次間的持續時間長，兩道次變形間隙會析出少量的次生α相，次生α相在下一道次的鍛造過程中 會發生破碎，進而多呈碎點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束后，在冷卻過程中從β晶界、α/β相界或β晶粒內高能缺陷處形成的，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，在相同熱處理條件下，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度和高溫強度明顯高于軋制棒材。這是因為精鍛棒材的初生α 相含量略高于軋制棒材，且次生α相多呈碎點狀或扭曲的條狀分布，晶粒細小，阻礙了位錯運動，起到了細 晶強化的作用。

表4是在940℃分別進行兩火精鍛、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。這是因為軋制棒材初生α相含量低，次生α相的集束 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相聚集現象，導致超聲波信號散射加劇，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，除超聲探傷雜波水平稍高外， 精鍛棒材的室溫強度和高溫強度優勢明顯。因此，為進一步提高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℃精鍛時的約80％降低到940℃精鍛時的約65％，當 精鍛溫度繼續提高到960℃時初生α相含量不足50％，但碎點狀或扭曲的條狀α相含量逐漸增多。這是因為 精鍛溫度的升高加劇了初生α相轉變[8]，使鍛造過程中形成的碎點狀或扭曲的次生α相更多。從圖3還可以 看出，對于相同規格的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，棒材組織越細小，α相發生扭曲和聚集的不均勻現象也更為明顯。

圖4是在不同溫度下精鍛得到 的不同規格TC4鈦合金棒材經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 度也越高，這與組織中初生α相和次生α相的含量和形態有關。經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狀分布，其室溫拉伸和高溫拉伸強度最高。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相的形貌并未發生明顯變化，因此影響棒材室溫拉伸和高溫拉伸強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， 棒材累積的位錯密度越高，對應的強度也越高。此外，精鍛溫度和變形量對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，但當精鍛溫度提高到940℃和960℃時， 探傷雜波水平都降低到φ0.8mm-(16~20)ｄB，說明相同規格的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，變形量越大，TC4鈦合金棒材的探傷雜波水平越高。這是因為超聲 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。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，超聲波探傷時信號散射越小，雜波水平越低。

從以上分析結果可知，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 會導致初生α相含量降低(會對成品葉片的疲勞性能產生不利影響[9])，室溫拉伸和高溫拉伸強度下降。因 此，針對葉片用TC4鈦合金棒材，當精鍛溫度為940℃時，棒材的探傷雜波水平可以達到φ0.8mm-9ｄB以下， 初生α相含量可以達到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度優勢明顯，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，TC4鈦合金棒材的組織和性能匹配較好。

參考文獻 

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