TC25G鈦合金熱變形過程中的組織演變

王 儉, 劉繼雄, 張 偉, 王麗瑛, 王清江, 王鼎春, 高 頎

(1. 寶鈦集團(tuán)有限公司，陜西 寶雞 721014)(2. 寶雞鈦業(yè)股份有限公司，陜西 寶雞 721014)(3. 中國科學(xué)院金屬研究所，遼寧 沈陽 110016)

0 引 言

隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)推重比的不斷提高，對(duì)高溫鈦合金的需求越來越迫切。20世紀(jì)70年代，蘇聯(lián)研制了Ti-Al-Zr-Sn-Mo-W系α+β型熱強(qiáng)鈦合金B(yǎng)T25，其名義成分為Ti-6.7Al-1.5Sn-4Zr-2Mo-1W-0.15Si。該合金兼有BT9鈦合金的高熱強(qiáng)性和BT8鈦合金的熱穩(wěn)定性，可加工成鍛件、模鍛件和棒材，在500～550 ℃的使用壽命為3 000～6 000 h[1]。

為了進(jìn)一步提高BT25鈦合金的高溫綜合性能，蘇聯(lián)在BT25鈦合金的基礎(chǔ)上又研制了BT25y鈦合金，其名義成分為Ti-6.5Al-1.8Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si，通過優(yōu)化Mo和Zr等合金組分的含量，使合金的抗氧化性、熱穩(wěn)定性、蠕變性能得到更加良好的匹配，高溫綜合性能得到提高。該合金已列入蘇聯(lián)國家標(biāo)準(zhǔn)，并且進(jìn)行了工業(yè)化生產(chǎn)，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上得到了應(yīng)用。

我國于21世紀(jì)初先后開展了BT25和BT25y鈦合金的仿制研究，對(duì)應(yīng)的牌號(hào)分別為TC25和TC25G。主要研究了合金的制備、相變點(diǎn)測定方法、加工工藝、熱處理工藝以及(Ti，Zr)5Si3、(Ti，Zr)6Si3兩種物質(zhì)的析出行為等[2～7]，并制成了航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤件、環(huán)件等[8]，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上得到了應(yīng)用。隨著我國航空制造業(yè)的快速發(fā)展，高溫綜合性能更為優(yōu)異的TC25G鈦合金的應(yīng)用前景將會(huì)越來越好。

TC25G鈦合金為α+β兩相鈦合金，其加工材的性能對(duì)加熱溫度、變形量、應(yīng)變速率等工藝參數(shù)非常敏感。眾所周知，材料的成分一致時(shí)，其性能主要由組織決定，不同的組織會(huì)對(duì)應(yīng)不同的性能。因此，為了適應(yīng)我國航空制造業(yè)快速發(fā)展對(duì)高溫鈦合金的需求，本研究通過熱模擬試驗(yàn)，探討TC25G鈦合金在不同變形溫度和不同應(yīng)變速率條件下，熱變形組織的演變，以期為TC25G鈦合金加工材工業(yè)化生產(chǎn)制定合適的工藝參數(shù)提供依據(jù)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用TC25G鈦合金鍛造棒材由寶雞鈦業(yè)股份有限公司提供，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為6.0～7.0 Al、3.5～4.5 Mo、1.0～2.5 Sn、3.0～4.5 Zr、0.4～1.5 W、0.20～0.25 Si，余量為Ti。用DSC 404 F3差熱分析儀測定其(α+β)/β相轉(zhuǎn)變溫度為975～985 ℃，鍛造棒材的原始組織見圖1。由圖1可見，TC25G鈦合金鍛造棒材的原始組織為α+β雙態(tài)組織，其中白色的為α相，含量約為35%，灰黑色的為β轉(zhuǎn)變基體。

圖1 TC25G鈦合金鍛造棒材的金相照片F(xiàn)ig.1 Metallograph of TC25G titanium alloy forging bar

在Gleeble 3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率熱模擬壓縮試驗(yàn)，具體工藝參數(shù)為：試樣升溫速率10 ℃/s，保溫時(shí)間300 s，變形量60%，變形溫度分別為930、960、990、1 020 ℃，應(yīng)變速率分別為0.001、0.01、0.1、1、10、50 s-1。熱模擬壓縮試樣為圓柱形，尺寸為φ8 mm×12 mm，共計(jì)24個(gè)樣。為減小試樣與壓頭之間的摩擦力，在試樣的兩端和壓頭之間放置金屬鉭片作為潤滑劑。變形后立即快速冷卻以保留變形組織。對(duì)壓縮變形后的試樣沿軸線進(jìn)行線切割，取其一半用于制備金相樣品。采用 Axiovert 200 MAT光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察，用金相分析軟件統(tǒng)計(jì)相含量和晶粒尺寸。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱變形過程中的組織分析

表1為TC25G鈦合金在不同熱模擬壓縮工藝條件下組織形貌的觀察結(jié)果。由表1可見，TC25G鈦合金在930、960 ℃的α+β兩相區(qū)變形時(shí)，顯微組織隨應(yīng)變速率的變化趨勢一致，具有相同的組織特征。在高應(yīng)變速率(>0.01 s-1)下，TC25G鈦合金均未發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶；當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1或低于0.01 s-1時(shí)，均發(fā)生了完全回復(fù)與再結(jié)晶，觀察到等軸組織。在990、1 020 ℃的β單相區(qū)變形時(shí)，組織隨應(yīng)變速率的變化存在一定差異。990 ℃時(shí)，應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)出現(xiàn)了完全回復(fù)與再結(jié)晶；1 020 ℃時(shí)，應(yīng)變速率為1 s-1就出現(xiàn)了完全回復(fù)和再結(jié)晶，即隨著變形溫度的提高，TC25G鈦合金會(huì)在更高的應(yīng)變速率下發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶。

表1 TC25G鈦合金在不同熱模擬壓縮工藝條件下的組織形貌

Note: D=deformation state

R=complete recovery and recrystallization state

通常金屬材料在高溫變形過程中回復(fù)與再結(jié)晶和加工硬化會(huì)同時(shí)發(fā)生，變形引起的加工硬化會(huì)在高溫下不斷地被回復(fù)與再結(jié)晶抵消，處于高塑性和低變形抗力的軟化狀態(tài)。軟化過程主要發(fā)生了靜態(tài)回復(fù)與靜態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。TC25G鈦合金在熱變形過程中，同樣遵循這一規(guī)律。具體表現(xiàn)為在α+β兩相區(qū)變形時(shí)，高應(yīng)變速率下難以發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶，當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到或低于0.01 s-1才能發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶，得到等軸組織；而在β單相區(qū)變形時(shí)，變形溫度高，在高應(yīng)變速率下就能夠發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶，且隨著熱壓縮變形溫度的提高，可以在更高的應(yīng)變速率下發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶。

2.2 不同應(yīng)變速率下的組織分析

圖2為TC25G鈦合金在930 ℃以不同應(yīng)變速率熱壓縮變形后的金相照片。當(dāng)應(yīng)變速率為10 s-1時(shí)(圖2a)，可以觀察到β轉(zhuǎn)變組織呈帶狀，垂直于壓縮方向，α相含量為15%左右，與原始組織相比有所降低，形狀變化不明顯；當(dāng)應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)(圖2b)，可以觀察到β轉(zhuǎn)變組織的回復(fù)和再結(jié)晶特征，β轉(zhuǎn)變組織逐漸多變形化；當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)(圖2c)，β轉(zhuǎn)變組織發(fā)生完全回復(fù)和再結(jié)晶，呈等軸狀，且等軸α相聚集到β轉(zhuǎn)變組織晶界處。

圖2 TC25G鈦合金在930 ℃下以不同應(yīng)變速率熱壓縮變形后的金相照片F(xiàn)ig.2 Metallographs of TC25G titanium alloy after hot compression deformation at 930 ℃ at differentstrain rates：(a)10 s-1; (b)0.1 s-1; (c)0.01 s-1

兩相區(qū)變形時(shí)，依托α相和β轉(zhuǎn)變組織協(xié)調(diào)變形，其中，β轉(zhuǎn)變組織數(shù)量多，變形過程中形態(tài)變化明顯。高的應(yīng)變速率下，變形時(shí)間短，位錯(cuò)密度高，保留變形態(tài)組織；低的應(yīng)變速率下，變形時(shí)間延長，有利于位錯(cuò)的配對(duì)而密度降低，出現(xiàn)完全回復(fù)和再結(jié)晶態(tài)組織。應(yīng)變速率增大或減少，對(duì)α相的含量和形狀基本沒有影響。α相作為一種硬相，而β轉(zhuǎn)變組織為軟相，壓縮變形主要在β轉(zhuǎn)變組織中發(fā)生，造成β轉(zhuǎn)變組織的形態(tài)變化。

圖3為TC25G鈦合金在1 020 ℃時(shí)以不同應(yīng)變速率熱壓縮變形后的金相照片。當(dāng)應(yīng)變速率為10 s-1時(shí)(圖3a)，β晶粒經(jīng)壓縮后變成帶狀；當(dāng)應(yīng)變速率為1 s-1時(shí)(圖3b)，β晶粒經(jīng)回復(fù)和再結(jié)晶后等軸化；當(dāng)應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)(圖3c)，β晶粒發(fā)生完全回復(fù)和再結(jié)晶，為等軸狀，與應(yīng)變速率1 s-1時(shí)相比，尺寸存在差異。

圖3 TC25G鈦合金在1 020 ℃下以不同應(yīng)變速率熱壓縮變形后的金相照片F(xiàn)ig.3 Metallographs of TC25G titanium alloy after hot compression deformation at 1 020 ℃ at differentstrain rates：(a)10 s-1; (b)1 s-1; (c)0.1 s-1

單相區(qū)1 020 ℃變形時(shí)，為完全單相區(qū)組織，形成的β晶粒粗大。隨著變形溫度升高，TC25G鈦合金可以在更高的應(yīng)變速率下發(fā)生完全回復(fù)和再結(jié)晶。更高的變形溫度，有利于晶內(nèi)滑移、晶內(nèi)孿生、晶界滑移和擴(kuò)散蠕變等，更容易發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶。單相區(qū)變形時(shí)，在較高的應(yīng)變速率下，實(shí)現(xiàn)位錯(cuò)偶對(duì)消和胞壁峰銳規(guī)則化，發(fā)生完全回復(fù)和再結(jié)晶，形成新的等軸晶粒。

2.3 不同變形溫度下的組織分析

圖4為TC25G鈦合金在應(yīng)變速率為50 s-1時(shí)不同變形溫度下熱壓縮變形后的金相照片。當(dāng)變形溫度為930 ℃時(shí)(圖4a)，α相與β轉(zhuǎn)變組織都發(fā)生了形變；當(dāng)變形溫度為960 ℃時(shí)(圖4b)，晶界處的α相未觀察到形變特征，而β轉(zhuǎn)變組織為帶狀；當(dāng)變形溫度為990 ℃時(shí)(圖4c)，α相幾乎完全消失，β轉(zhuǎn)變組織為帶狀。由此可以看出，應(yīng)變速率為50 s-1時(shí)，隨著變形溫度的升高，α相含量降低，且均可以觀察到變形的帶狀組織。

圖4 TC25G鈦合金在應(yīng)變速率50 s-1時(shí)不同變形溫度熱壓縮變形后的金相照片F(xiàn)ig.4 Metallographs of TC25G titanium alloy after hot compression deformation at different temperatures at 50 s-1：(a)930 ℃;(b)960 ℃; (c)990 ℃

圖5為TC25G鈦合金在應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí)不同變形溫度下熱壓縮變形后的金相照片。當(dāng)變形溫度為930 ℃時(shí)(圖5a)，α相和β轉(zhuǎn)變組織為等軸態(tài)，α相存在于β轉(zhuǎn)變組織晶界處；當(dāng)變形溫度為960 ℃時(shí)(圖5b)，α相和β轉(zhuǎn)變組織仍為等軸態(tài)，等軸的α相數(shù)量減少，β轉(zhuǎn)變組織尺寸增大；當(dāng)變形溫度為990 ℃時(shí)(圖5c )，觀察到粗大的等軸β晶粒。由此可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)，α相含量的變化特征與較高的應(yīng)變速率下變化特征一致，即隨著變形溫度的升高而降低。此外，可以發(fā)現(xiàn)，β晶粒會(huì)發(fā)生完全回復(fù)與再結(jié)晶，可以觀察到等軸的β晶粒。

圖5 TC25G鈦合金在應(yīng)變速率0.001 s-1時(shí)不同變形溫度熱壓縮變形后的金相照片F(xiàn)ig.5 Metallographs of TC25G titanium alloy after hot compression deformation at differenttemperatures at 0.001 s-1：(a)930 ℃;(b)960 ℃;(c)990 ℃

TC25G鈦合金在熱變形過程中，溫度對(duì)變形組織產(chǎn)生顯著的影響。高的溫度可以獲得高的熱激活能。在低的溫度下，主要是位錯(cuò)不斷增殖和積累，形成變形組織；而在較高的溫度下，變形主要是位錯(cuò)偶對(duì)消、胞壁鋒銳規(guī)整化形成亞晶合并等動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶過程，或者完全回復(fù)和再結(jié)晶，形成新的等軸組織。

圖6為TC25G鈦合金在兩相區(qū)壓縮變形時(shí)α相含量隨變形溫度的變化情況。由圖6可以看出，初始狀態(tài)α相含量為35%，930 ℃熱壓縮變形后α相含量為15%，減少了一半左右，而960 ℃時(shí)α相含量僅為8%。隨著變形溫度的升高，α相向β相轉(zhuǎn)變，離相變點(diǎn)越近，α相越少，相變點(diǎn)以上時(shí)α相完全轉(zhuǎn)化為β相。

圖7為TC25G鈦合金在應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí)β晶粒尺寸隨變形溫度的變化。隨著變形溫度的升高，β晶粒尺寸增大，特別是超過相變點(diǎn)后，β晶粒尺寸急劇增大，990 ℃時(shí)的晶粒尺寸是960 ℃時(shí)的3倍。在變形的過程中，較低的應(yīng)變速率下，晶粒破碎的同時(shí)發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，以及晶粒長大的過程，溫度越高，提供晶粒長大的能量越大，最終獲得的晶粒尺寸越大。

圖6 TC25G鈦合金中α相含量隨變形溫度的變化Fig.6 Variation of α phase amount with temperature for TC25G titanium alloy

圖7 TC25G鈦合金β晶粒尺寸隨變形溫度的變化Fig.7 Variation of β grain size with temperature for TC25G titanium alloy

通過上述組織觀察可以看出，變形溫度對(duì)于控制α相含量具有顯著的影響，α相含量隨溫度升高而降低。較高的變形溫度下，β晶粒尺寸也相對(duì)粗大。鈦合金的熱變形過程是組織和性能的調(diào)控過程，通過改變工藝參數(shù)，調(diào)整組織中相含量、晶粒尺寸等特征，可以獲得一定的性能。兩相區(qū)組織含有一定量的α相，具有良好的綜合性能，而單相的β晶粒具有良好的斷裂韌性。針對(duì)本實(shí)驗(yàn)中選擇的溫度、應(yīng)變速率，可以較好的覆蓋熱變形的主要工藝參數(shù)，在生產(chǎn)過程中，可以有目的的選擇溫度和應(yīng)變速率，來獲得需要的組織，從而獲得需求的性能。

3 結(jié) 論

(1)TC25G鈦合金熱變形時(shí)，在較高的溫度、較低的應(yīng)變速率下主要發(fā)生完全回復(fù)和再結(jié)晶，從而形成等軸組織。

(2)TC25G鈦合金熱變形時(shí)，應(yīng)變速率對(duì)α相含量和形狀基本沒有影響，而對(duì)β轉(zhuǎn)變組織的影響較大，高應(yīng)變速率下呈帶狀，低應(yīng)變速率下呈等軸狀；變形溫度對(duì)于控制α相含量有顯著影響，α相含量隨變形溫度升高而降低，且較高的變形溫度下，β晶粒尺寸也相對(duì)粗大。