TC17鈦合金盤件的β鍛造工藝優(yōu)化

李昌永，魏 鑫,趙興東，王 丹，曾衛(wèi)東，徐建偉

(1. 中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機有限責任公司，遼寧 沈陽 110043)

(2.西北工業(yè)大學 凝固技術(shù)國家重點實驗室，陜西 西安 710072)

TC17鈦合金是美國通用電氣公司(GE)于20世紀70年代研制的一種高強、高韌和高淬透性的α+β型鈦合金，名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr。該合金具有強度高、淬透性高、斷裂韌性好和鍛造溫度范圍較寬等一系列優(yōu)點，能夠滿足損傷容限的設計要求和高的結(jié)構(gòu)效益、高的可靠性以及低的制造成本的要求。該合金富含β穩(wěn)定元素，既可以在β相區(qū)變形，也可以在α+β兩相區(qū)變形，并可以通過熱處理達到強度、塑性與韌性的良好匹配[1]。

TC17鈦合金采用β鍛造工藝加工后獲得β晶粒沿變形方向拉長、晶內(nèi)為細針狀α相的網(wǎng)籃組織，具有高強度、高韌性、低裂紋擴展速率等一系列獨特優(yōu)勢，非常適合用于航空發(fā)動機盤件制造[2-4]。但是β鍛造對工藝過程的控制要求較高，工藝參數(shù)對鍛件質(zhì)量的影響十分復雜，獲得理想的網(wǎng)籃組織也并非易事[5-8]。某發(fā)動機的盤件采用了β鍛造的TC17鈦合金。在實際生產(chǎn)過程中，由于鍛造工藝設計不盡合理，盤件的組織存在以下幾個方面的問題：① 組織均勻性較差；② 存在粗大、平直連續(xù)、網(wǎng)狀的晶界α相；③β晶粒出現(xiàn)了明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象。這些問題不僅影響鍛件的高低倍組織驗收，而且導致某些力學性能出現(xiàn)波動，產(chǎn)品質(zhì)量存在安全隱患。

為此，針對TC17鈦合金盤件實際生產(chǎn)中的工藝與質(zhì)量問題，開展盤件鍛造工藝優(yōu)化研究，達到消除異常組織、改善鍛件組織均勻性的目的，從而為某型號TC17鈦合金盤件穩(wěn)定生產(chǎn)奠定基礎。

1 實 驗

實驗用原材料為TC17鈦合金棒材，實測化學成分如表1所示，(α+β)/β相變點為900 ℃。棒材截面1/2R處的顯微組織如圖1所示，為典型的等軸組織，由等軸α相和β轉(zhuǎn)變基體組成，其中等軸α相直徑3～8 μm，球化良好，均勻分布于β轉(zhuǎn)變基體中。經(jīng)接觸法超聲探傷檢測，棒材雜波水平不大于φ2.0-9dB。

表1 TC17鈦合金化學成分(w/%)

圖1 TC17鈦合金原始棒材的顯微組織

TC17盤件的成形過程分為預鍛和終鍛2部分，預鍛在相變點以下的α+β相區(qū)進行，終鍛采用β熱模鍛造工藝，坯料的加熱溫度為相變點以上30 ℃(930 ℃)，鍛后空冷。鍛件采用固溶+時效熱處理制度，熱處理工藝為：(800±10)℃/4 h，水冷+(630±10)℃/8 h，空冷。鍛件熱處理后沿軸對稱面切取低倍試片，并在相應的位置切取高倍試樣。按照標準方法制作低倍和高倍試樣，使用Olympus/PMG3 光鏡進行顯微組織觀察。在鍛件上沿弦向切取力學性能試樣，按照相應的國家標準加工和測試力學性能，主要包括硬度、室溫拉伸、斷裂韌度、低循環(huán)疲勞等。

采用DEFORM軟件對盤鍛件成形過程進行數(shù)值模擬，重點關(guān)注不同的預制坯設計對應變場均勻性的影響。數(shù)值模擬所用TC17鈦合金材料本構(gòu)數(shù)據(jù)和熱力學參數(shù)通過相關(guān)實驗獲得。

2 結(jié)果與分析

2.1 原工藝盤件成形過程模擬及顯微組織分析

圖2是原有工藝條件下采用的TC17鈦合金坯料和模具結(jié)構(gòu)的三維模型，其中坯料為矩形截面環(huán)坯，模具為閉式結(jié)構(gòu)，中心設計連皮結(jié)構(gòu)，鍛造時環(huán)形坯料直接壓入模具型腔。采用有限元模擬軟件對原工藝盤件β鍛造成形過程進行數(shù)值模擬，成形后盤件的等效應變圖如圖3所示。從圖中可以看到，由于盤件各部分截面高度差異較大，采用矩形截面預制坯變形后盤件各個部位的等效應變分布很不均勻，大應變區(qū)域主要集中在盤件中心以及中心向下模具圓角處延伸的一個條帶附近，如A區(qū)域所示，其等效應變在1～1.5之間，同時在輪緣和輻板部位附近區(qū)域存在大面積小變形區(qū)，如B、C區(qū)域，其等效應變小于0.4，其他區(qū)域等效應變在0.7～0.8之間。

圖2 原工藝的預制坯與鍛件模具三維模型

圖3 TC17鈦合金盤件原工藝模鍛后等效應變分布圖

按照原工藝生產(chǎn)的TC17鈦合金盤件經(jīng)熱處理后沿對稱面切取的低倍組織如圖4所示。與圖3數(shù)值模擬結(jié)果中大應變區(qū)A區(qū)域相對應，在圖4低倍組織的對應位置可以看到一條高應變帶(圖中用2條線標記)，從盤件中心一直延伸至鍛件下圓角附近，高應變帶內(nèi)部由于承受較大的變形，低倍組織變得較為模糊，而其他大部分區(qū)域如B、C區(qū)域由于變形量較小，低倍下呈現(xiàn)清晰和粗大晶粒組織形貌，與數(shù)值模擬結(jié)果吻合。

圖4 原有工藝條件下TC17鈦合金鍛件的低倍組織

圖5為原有工藝條件下TC17鈦合金鍛件不同部位的顯微組織。從圖5所示的顯微組織可以看出，大變形區(qū)(A區(qū)域)的原始β晶粒沿變形方向拉長，長寬比大于5∶1，如圖5a所示；在原始β晶界附近出現(xiàn)亞晶或動態(tài)再結(jié)晶(DRX)的形貌，如圖5b所示。研究表明[9]，鈦合金β鍛后保持較大、拉長的原始β晶粒有助于獲得較長的晶內(nèi)片層α相，進而可獲得較高的斷裂韌性，而這種再結(jié)晶的小晶粒的出現(xiàn)則會降低網(wǎng)籃組織的斷裂韌性。因此，必須通過鍛造工藝優(yōu)化來消除鍛件中的劇烈變形帶。小變形區(qū)(如B、C區(qū)域)的典型顯微組織形貌如圖5c、5d所示，小變形區(qū)的原始β晶粒由于承受的變形較小而保持等軸形狀，晶粒直徑在200～400 μm之間，低倍下為粗大清晰晶組織。同時，由于承受的應變較小，晶界α相沒有得到充分破碎，局部晶界α相呈現(xiàn)連續(xù)分布，如圖5d中箭頭所示。相關(guān)研究[10-12]表明，這種連續(xù)分布的晶界α相對力學性能特別是室溫塑性和低周疲勞性能不利。為此，必須通過工藝優(yōu)化提高小應變區(qū)變形量。

圖5 原有工藝條件下TC17鈦合金鍛件的圖4中不同部位顯微組織

2.2 優(yōu)化工藝盤件成形過程模擬及顯微組織分析

針對原工藝盤件成形過程中存在鍛件各部位應變分布不均勻、不同區(qū)域顯微組織差異較大，鍛件截面上同時存在高應變帶和大范圍小應變區(qū)，高應變帶中出現(xiàn)較多β再結(jié)晶晶粒，小應變區(qū)出現(xiàn)等軸狀β晶粒和連續(xù)晶界α相的現(xiàn)象等問題，從預制坯結(jié)構(gòu)設計和成形工藝參數(shù)調(diào)控的角度開展鍛造工藝優(yōu)化研究。通過有限元數(shù)值計算，對預制坯結(jié)構(gòu)進行了多次優(yōu)化，同時對模鍛過程變形速率進行了優(yōu)化，獲得了較為理想的預制坯結(jié)構(gòu)，如圖6所示。該預制坯為異型截面的環(huán)坯。

圖6 優(yōu)化工藝的預制坯與鍛件模具三維模型

采用優(yōu)化的預制坯形狀和模鍛參數(shù)進行了有限元模擬，獲得的等效應變分布圖如圖7所示。從圖中可以看到，采用優(yōu)化工藝后鍛件不同區(qū)域等效應變分布的均勻性較原工藝得到了顯著提升，盤件本體大部分區(qū)域的等效應變分布在0.6～1.3范圍，原工藝條件下在A區(qū)域出現(xiàn)的高應變帶區(qū)域大幅度縮小，最大等效應變從約1.5降低到1.3左右，同時中心小應變區(qū)(B、C區(qū)域)得到明顯改善，只在輪緣個別部位存在很小范圍的應變稍小區(qū)域(E區(qū)域)，最小等效應變大于0.6，鍛件整體的變形均勻性得到顯著改善。

圖7 TC17鈦合金盤件優(yōu)化工藝模鍛過程的等效應變分布圖

根據(jù)優(yōu)化工藝試制盤鍛件并切取低倍試片，腐蝕后的低倍組織如圖8所示。從圖中可以看出，其低倍組織為均勻的半模糊晶組織，原工藝存在的高變形帶(A區(qū)域)在優(yōu)化工藝的低倍組織中顯示不明顯，中心區(qū)域(B、C區(qū)域)的小應變區(qū)得到顯著改善。工藝優(yōu)化后TC17鈦合金鍛件各部位的顯微組織較為均勻，為較為理想的網(wǎng)籃組織。

圖8 優(yōu)化工藝條件下TC17鈦合金盤件的低倍組織

圖9為優(yōu)化工藝條件下TC17鈦合金盤件不同部位的典型顯微組織。從圖中可以看出，經(jīng)過工藝優(yōu)化后TC17鈦合金鍛件不同區(qū)域的顯微組織比較均勻，顯微組織得到明顯的改善。A區(qū)域組織的原始β晶粒仍然沿變形方向拉長，但是長寬比下降，約為4∶1；晶界α相得到充分破碎，呈現(xiàn)斷續(xù)、扭曲狀，沒有發(fā)現(xiàn)明顯的β再結(jié)晶晶粒，如圖9a、9d所示。原工藝小應變區(qū)B、C區(qū)域的顯微組織改善最明顯，工藝優(yōu)化后這些區(qū)域組織的原始β晶粒明顯拉長，晶界α相得到充分破碎，未見平直、連續(xù)或網(wǎng)狀的α晶界，如圖9b、9e所示。工藝優(yōu)化后最小應變區(qū)E區(qū)域的組織(圖9c、9f)由于承受了0.6以上的等效應變，β晶粒的長寬比接近2∶1，晶界α相呈現(xiàn)斷續(xù)、扭曲的狀態(tài)，晶內(nèi)為針狀α相。

圖9 優(yōu)化工藝條件下TC17鈦合金盤件的圖8中不同部位典型顯微組織

2.3 工藝優(yōu)化前后TC17鈦合金盤件力學性能對比

對工藝優(yōu)化前后的TC17鈦合金盤件，分別取樣測試了室溫拉伸性能、硬度、低循環(huán)疲勞和斷裂韌度，測試結(jié)果如表2和表3所示。從表中可以看出，與原工藝相比，工藝優(yōu)化后盤件的室溫拉伸強度、塑性、低循環(huán)疲勞和斷裂韌度均略有提升，硬度指標保持同一水平。原工藝盤件的室溫拉伸塑性(特別是延伸率)和低循環(huán)疲勞較低的主要原因是其組織不均勻，在較大區(qū)域內(nèi)出現(xiàn)了連續(xù)晶界α相和接近等軸狀β晶粒的組織。原工藝盤件斷裂韌度較低的原因可能與A區(qū)域出現(xiàn)了較多的β再結(jié)晶晶粒和組織不均勻有關(guān)。因此，采用工藝優(yōu)化措施不僅能夠有效改善TC17鈦合金盤件的組織均勻性，還使力學性能得到了一定程度的提升。

表2 TC17鈦合金盤件的室溫拉伸性能與硬度

表3 TC17鈦合金盤件低循環(huán)疲勞與斷裂韌度

3 結(jié) 論

(1) 原工藝預制坯形狀和工藝不盡合理，TC17鈦合金盤件各個部位的應變和組織分布很不均勻，存在大應變條帶區(qū)域和較大面積的小應變區(qū)域，大應變區(qū)存在較多β再結(jié)晶晶粒，小應變區(qū)的晶界α相呈連續(xù)狀。

(2) 工藝優(yōu)化后TC17鈦合金盤件各部位的應變和組織均勻性得到大幅度改善，高低倍組織較為均勻，未見明顯的β再結(jié)晶組織，晶界α相得到充分破碎，呈現(xiàn)斷續(xù)、扭折形態(tài)，為較為理想的網(wǎng)籃組織。

(3) 優(yōu)化工藝后TC17鈦合金盤件的室溫拉伸強度和塑性、低循環(huán)疲勞和斷裂韌度均略有提升，硬度指標保持同一水平。