引言

钛合金中，α相耐侵蚀性好，焊接性好，强度高;β相则强韧性良好，断裂韧度高，抗裂纹扩大性好，成型工艺性好。a+β双相钛合金兼具两种钛合金利益，因而利用领域最广[1],目前燃气涡轮发起机的压气机部件，大量使用双相钛合金。

TC8钛合金是中国科学院金属钻研所于2000年前后针对燃气轮机与航空发起机需要开发的一种α+β双相热强钛合金，其名义成分Ti-6.5Al-3.0Mo-0.3Si，如今已成功利用在压气机盘、叶片、封严篦齿盘等部件，使用寿命高达3000h以上，且通过持久试车查核[2.3]。

TC8钛合金的成分、组织、机能与TC11合金拥有类似性，但耐热机能更优异。和平志4钻研了分歧轧造变形量的TC8合金显微组织与力学机能的联系发现，变形量超过87%后，原始β晶界被齐全破碎;王腾飞[5别通过推算法与金相法测定TC8合金的β转变温度，二者了局别离为1021℃与1017℃;汪大成[6]钻研了TC8合金方坯在分歧变形量的显微组织发现70%以上出现“细晶带”，并且Tβ-40变形易转变为网篮组织特点。

由于TC8合金属于新型热强钛合金，其化学成分、铸造工艺、热处置方式都将直接影响合金的低倍与显微组织，进而影响力学机能[7.8]。因而，有必要综合分析TC8合金棒材的出产全过程，为更好利用该资料奠定基础。

1、尝试步骤

TC8钛合金棒材经配料、熔炼、铸造开坯、铸造、轧造、精整等数路工序获得。

熔炼选取真空自耗式沉熔VAR炉，熔炼3次得到?200mmx3m铸锭;铸锭经扒氧化皮，超声波探伤、锯削分段后形成?190mmx500mm的铸锭块,在铸锭头、尾处取样进行化学元素含量检测，并进行β转变温度测定。

对铸锭块进行三火次的铸造开坯，铸造始锻温度设置为Tβ+50℃,终锻温度为900℃,三次铸造变形量别离设置为50%,60%与80%，得到300mmx 300mmx200mm的方坯，经酸浸+低倍组织查抄，超声波探伤合格后方可进入下一路铸造工序。

方坯进行正式铸造阶段，铸造始锻温度设置为Tβ-30℃,终锻温度为900℃,经过镦粗一拔长一甩圆一整形，得到?150mm圆棒，圆棒经酸浸+低倍组织查抄，显微组织查抄，超声波探伤合格后方可进入下一路热轧工序。

?150mm棒材经过三火次热轧,最终得到?30mm与40mm圆棒，持续经酸浸+低倍组织查抄，显微组织查抄，超声波探伤合格后交付。

凭据经验，选择双沉退火热处置:升温至Tβ-35℃，保温1h~2h，空冷;升温至550℃，保温2h~4h,空冷。金相试样经过粗磨、细磨、抛光、侵蚀后,低倍试样选取目视检测,显微组织选取OLYM-PUSPMG3光学显微镜进行拍照观察。选取IN-STRON-1185全能资料试验机依照 GB/T 228.1-2010尺度进行室温拉伸机能测试。依照GB/T 229-2007尺度进行冲击韧性尝试测试;平面应变断裂韧性测试则严格依照国标GBT4161-2007尺度进行。

2、尝试了局

2.1化学成分

TC8钛合金棒材铸锭的化学成分列于表1,可见铸锭头、尾的棒材试样的化学成分差距极幼，注明熔炼过程实现较高水平的化学成吩旖均化。

从表中可见,TC8合金的化学成分与TC11合金(名义成分)靠近，均属于热强α+β双相钛合金，TC8合金含有6.5%左右的α相不变动元素Al,3.5%左右的β相不变动元素Mo,以及约0.3%的强β相元素Si。

与TC11合金(名义成分Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)相比力，TC8合金险些不含中性强化元素Zr，且Si含量有所降低。钻研批注，高温下长功夫露出后，钛硅化合物的析出是引发钛合金零件脆化的重要原因。而降低Si元素含量有益于预防脆化，耽搁叶片、轮盘类零件使用寿命。

表1 TC8合金铸锭化学成分

2.2β相变点温度

经过DSC测试,TC8合金热轧棒材的β转变温度为987℃，切合伙料尺度关于β转变温杜爪处于980℃~1020℃的要求。

2.3低倍组织

2.4显微组织

别离检测?20mm与?30mm棒材的边缘、R/2及中心部位的显微组织,发现拥有类似的特点,具体见图2。

从图2可见边缘、R/2及中心地位均为等轴组织:初生α相含量45%左右，均布在β转基体上。另一方面，分歧部位的显微组织存在少量差距:边缘区域的等轴α相藐幼、均匀散布于β基体上，α相球化水平高，边缘圆润，且尺寸差距较幼，注明(α+β)两相区的出产轧造温度区间内,初生α相产生充分的再结晶。

在芯部区域，α相产生较为显著的粘连与长大景象，α相出现不规定状态，尺寸长大至15μm级别。这一方面与芯部区域变形量不及，α相产生破碎、球化水平不高;另一方面芯部由于内摩擦产生的变形热高，钛合金资料热导率幼，导致温升效应显著[4、10]。

2.5力学机能

思考到该批次TC8合金的β转变温度为，仿照TC11合金的双沉退火造度，拟定TC8合金试样热处置参数:950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷。

热处置后检测试样力学机能，如表2所示。

从测试了局来看，TC8合金棒材现实测试力学机能来看，其强度、塑性、断裂韧度指标均高于尺度划定值，且阔气裕度较大。与同类TC11合金棒材比力,其拉伸强度略低于后者但塑性显著高于TC11合金产品，这与TC8合金合金元素含量较少是相切合的。

从图的TC8合金冲击韧性试样断口描摹来看，断口可显著分为源区、扩大区与瞬断区三部门。源区面积占比幼,表表粗糙度高、不平坦;扩大区面积占比最高，其密布大量扩大棱线，表表形成犁沟痕迹;瞬断区较平展，险些无升沉，出现裂纹高速扩大的平面痕迹。

从扩大区微观描摹来看，为密布大量河道花腔+浅韧窝的准解理断口特点。比力求中与图的标尺可知，韧窝尺寸与初生a相一致，因而可判定，冲击载荷下微裂纹在TC8合金等轴组织中的扩大机理为:初生α相受剪切粉碎，起到迟滞裂纹作用，而初生α相与β转相界面对裂纹扩大招架成效显著。

表2 TC8合金棒材力学机能

3、分析与会商

首先分析合金元素对β转变温度的影响，α相形成元素Al、N、C含量增长均升高Tβ,而β相形成元素Mo、Fe、Si降低T_β。比力TC8与TC11合金成分,重要差距在于后者含1.5%的中性元素Zr,另表后者Si含量略高,因而TC8合金与TC11合金的Tβ靠近，均为1000℃左右。

低倍组织来看，TC8合金棒材低倍试样的吞吐晶描摹，注明在铸造与轧造过程中，原始β晶界被较齐全的破碎，晶界部位未析出齐全的初生α相。相应的，晶界内初生α相与β转相也产生等轴化转变，因而对应的显微组织应为等轴组织。

显微组织角度分析，α+β双相钛合金重要组成相为:初生α相与β转组织,凭据两相的空间散布关系，可组成等轴、双态、网篮、片层四种典型组织状态[11]。

高温下α相滑移系少、强度越高，而β转组织中β相强度低，位错沿着β相滑移至α/β相界面,并形成塞集,因而裂纹优先在界面处萌生,并沿着界面扩大。

α+β双相锻加热温度处于(α+β)两相区,随加热温度升高，初生a相含量逐步降低，在铸造过程中，初生α相产生再结晶、球化转变，β相破碎成近球形，最终等轴状a与β相间杂，形成等轴组织。

初生α相球化行为受到变形温度、变形速度、变形量等诸多成分影响。球化受原子扩散影响,涉及α片的卷曲、破碎、分化过程,通常以为,在(α+β)两相区内的稍高的变形温度，适中的变形速度，以及较大变形量有利于a相球化产生。

α相长包头样受到变形温度、变形速度、变形量等成分影响，在(α+β)两相区内的较高的变形温度,较幼的变形速度及较幼变形量耦合作用下,α相易于长大[12]。

从力学机能测试了局来看，等轴组织的拉伸强度、塑性指标较高，等轴组织由初生α相与β转相组成，初生a相的含量、尺寸、距离距离对最终组织的机能影响较大。初生a相的尺寸、含量、散布，对等轴组织的强度、塑性、冲击韧性等力学机能影响显著。初生α相藐幼、弥散散布，则相邻α相间距越大[13,14]。

从位错滑移机造来看，初生α相对位错具佑装钉扎”成效，因而，相邻初生α相的距离是决定强度的重要成分，间距越幼则强度越高。

热处置参数角度启程，双沉退火是被验证有效的α+β双相钛合金的强化热处置工艺，第一沉退火温度设置在T_β以下30℃~50℃,主张在于节造初生α相含量与描摹。温度越高而含量越少,随保温功夫耽搁，α相逐步圆润。第二沉退火温度通常设置在550℃~600℃,主张在于推进β相中析出次生相，而次生a相含量对高温瞬时、悠久强杜装响显著，退火温度高、保温功夫长则次生a相含量高而提升高温强度[15]。

4、结论

(1)TC8钛合金化学成分与 TC11合金相近,但TC8合金险些不含中性强化元素Zr，且Si含量有所降低,有益于持久使用中预防析出脆性硅化物;

(2)TC8钛合金?20mm与?30mm棒材低倍组织为吞吐晶，显微描摹为初生α相含量45%的等轴组织,棒材芯部区域的初生α相球化水平高;

(3)经950℃,1h,空冷+550℃,2h,空冷的双沉退火热处置后，TC8合金强度比同规格TC11合金的拉伸强度略低，但塑性显著高于后者;

(4)TC8合金冲击断口呈准解理特点，初生α相受剪切粉碎，起到迟滞裂纹作用，初生α相与β转相界面招架裂纹扩大。

参考文件:

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（注，原文标题：TC8钛合金幼规格棒材组织与机能钻研_霍荣伟）