鈦合金由于具有耐腐蝕性好、耐高溫、比強度高等一系列優(yōu)點，廣泛應用于航空航天領域，是當代飛機和發(fā)動機的主要結構材料之一，主要用于制造航空發(fā)動機中的重要零部件和飛機機體結構件[1-3]。為了滿足新型飛機和先進航空發(fā)動機的設計需求，世界各國競相研制工作溫度可達600℃及以上的高溫鈦合金。目前，國外投入使用的典型高溫鈦合金有美國的Ti–1100合金、英國的IMI834合金以及俄羅斯的BT36和BT41合金等，國內科研院所在600℃高溫鈦合金方面開展了大量研究[4-7]，自主研發(fā)的高溫鈦合金有Ti–55、Ti60、Ti600、Ti150等[8-11]。

Ti150合金離心葉輪鍛件研制過程中存在組織性能不均勻、鍛件力學性能離散性較大等問題，嚴重制約了材料的應用，降低了發(fā)動機的安全可靠性。鍛件的顯微組織、性能不均勻不僅與等溫鍛造工藝有關，還與原材料組織均勻性有關，若原材料組織不均勻及工藝設計不合理，不均勻組織保留至鍛件中，會進一步影響鍛件的質量穩(wěn)定性。文中針對自主研發(fā)的Ti150合金離心葉輪鍛件研制過程中存在的問題，研究了Ti150合金棒材改鍛（反復鐓拔）工藝對組織、性能的影響，以期為該合金鍛件研制生產提供借鑒。

1、原工藝分析

原材料來自寶鈦集團有限公司生產的Φ230mm規(guī)格Ti150合金棒材，用于制造棒材的鑄錠采用真空自耗電弧爐熔煉3次，最后1次熔煉穩(wěn)定階段的壓力不大于5Pa。棒材化學成分如表1所示。利用金相法測得該合金的α+β/β轉變溫度為1042℃。原材料低倍組織為模糊晶，如圖1所示，高倍組織的等軸初生α球化不明顯，再結晶不充分，初生α相為長條狀，體積分數(shù)約為80%，如圖2所示。

表1Ti150合金棒材的化學成分

Tab.1ChemicalcomponentsofTi150alloybar（wt.%）

Ti150合金離心葉輪鍛件圖以及取樣位置如圖3所示，鍛件外徑最大尺寸為377mm，高度為128mm，未注公差為±1mm，拔模斜度為7°，其余未注圓角半徑為5mm。

鍛件原工藝如下：棒材下料（Φ230mm×180mm）→兩端機加倒角R20mm→等溫模鍛（坯料加熱溫度1002℃，終鍛溫度≥850℃，模具加熱溫度900℃，鍛造速率3~0.1mm/s）→鍛件心部機加Φ38mm通孔→熱處理（1017℃×4h固溶后油冷，700℃×3h時效后空冷）→粗加工→超聲波探傷→組織性能測試。

鍛件低倍組織如圖4a所示，高倍金相組織如圖4b所示，由圖4可知，鍛件低倍未見缺陷及清晰晶，呈現(xiàn)花樣紋特征，流線基本沿外廓分布，局部變形激烈，這種特征容易帶來性能上的差異。高倍金相顯微組織為典型雙態(tài)組織，初生α體積分數(shù)約15%，如圖4b所示。鍛件按HB/Z37[12]要求，采用水浸法超聲波探傷，當量平底孔為Φ0.8mm，鍛件檢測結果未見單顯，其探傷雜波水平為Φ0.8mm–(?12dB)（即采用Φ0.8mm的平底孔進行超聲波探傷，雜波噪音分貝為-12dB），低波損失≤6dB。

統(tǒng)計學中用變異系數(shù)δ?CV?表示一組相關數(shù)據(jù)的離散程度[13]，文中通過對鍛件不同位置的力學性能進行統(tǒng)計，分析鍛件性能指標δ?CV?值，各位置性能指標如表2所示。目前航空類鍛件科研課題要求鍛件性能指標δ?CV?值均小于3%，由表2可知，圖3中的1#、2#、3#、4#位置伸長率、斷面收縮率指標的變異系數(shù)δ?CV?不符合要求，另外1#位置抗拉強度富裕量僅有5MPa；Ti150合金離心葉輪鍛件抗拉強度、屈服強度指標的變異系數(shù)δ?CV?值小于3%，伸長率指標的δ?CV?值為5.18%，斷面收縮率指標的δ?CV?值高達8.51%，鍛件力學性能的均勻性需提升。

表2各位置性能指標

Tab.2Performanceindexofeachlocation

采用三維制圖軟件建立了坯料及模具有限元模型，如圖5所示，并通過Deform數(shù)值模擬軟件對坯料成形進行數(shù)值模擬分析。將坯料視為塑性材料，模具視為剛性材料，采用四邊形單元對坯料進行網(wǎng)格劃分，模擬相關參數(shù)如下：坯料溫度為1002℃，模具加熱溫度為900℃，坯料網(wǎng)格數(shù)為30000，剪切摩擦因數(shù)為0.3，熱交換系數(shù)為5kW/(m2?K)，鍛造速率從3mm/s逐漸減小至0.1mm/s，鍛件最終應變分布如圖6所示。由圖6可知，鍛件應變分布不均勻，鍛件上端及下端面變形較小，應變在0.2左右，而心部及外側區(qū)域應變?yōu)?.67~1.3，變形不均勻且存在小應變區(qū)域，達不到再結晶的條件，導致原材料低倍不均勻的組織保留到鍛件中，從而使鍛件不同區(qū)域的性能測試結果差異較大。

由于Ti150合金鍛件局部區(qū)域在模鍛成形過程中變形量較小，晶粒不容易破碎發(fā)生再結晶，因而保留了原材料微織構，如圖7中的白色橢圓區(qū)域（電子背散射衍射EBSD測試取樣位置為圖3中的5#位置）所示，這類織構類型屬于顯微組織的擇優(yōu)取向。

2、工藝優(yōu)化

相變、再結晶和熱變形等因素會影響鈦合金織構的形成和演變[14]，而鈦合金織構會使局部趨于單晶特性，使鍛件在斷裂韌性、塑性等性能方面表現(xiàn)出各向異性，單一類型織構處易萌生裂紋，導致鍛件提前失效，因此鍛件鍛造工藝必須考慮織構的存在和消除方法。文中鍛件的顯微組織擇優(yōu)取向織構可通過改鍛增大變形方式改善，從而獲得均勻細小、晶粒取向混亂的等軸組織。大量文獻資料表明[15-18]，晶粒細化主要發(fā)生在棒材開坯和改鍛過程，可通過對溫度和變形量進行控制，從而影響合金的靜態(tài)和動態(tài)再結晶過程。為了改善鍛件組織均勻性并消除鍛件中的微織構，需對棒材進行多個方向鐓拔，增大變形量，提高變形畸變能，達到動態(tài)再結晶細化晶粒的目的。

優(yōu)化后的鍛造工藝如下：下料（Φ230mm×185mm）→端面機加倒角R20mm→棒材改鍛〔加熱溫度1002℃，進行拔長、倒棱、平頭并滾圓至直徑Φ(170±5)mm×(335±15)mm，后再鐓粗至坯料高度H=185mm，終鍛溫度≥850℃，重復上述工序3次，最后進行整形〕→中間坯機加（Φ210mm×195mm）→等溫模鍛（坯料加熱溫度1002℃，終鍛溫度≥850℃，模具加熱溫度900℃，鍛造速率3~0.1mm/s）→鍛件心部機加直徑Φ(38±1)mm的通孔→熱處理（1017℃×4h固溶后油冷，700℃×3h時效后空冷）→機加工→超聲波探傷→組織性能測試。

棒材在兩相區(qū)經(jīng)過3次反復鐓拔改鍛后，經(jīng)金相檢測，其低倍、高倍組織照片如圖8a和8b所示，低倍為模糊晶，高倍組織等軸初生α相球化較好，再結晶充分，初生α體積分數(shù)約40%。

采用優(yōu)化工藝生產的Ti150離心葉輪盤鍛件實物如圖9所示，低倍測試結果如圖10所示，圖3中取樣位置1#、4#、5#區(qū)域的高倍組織照片如圖11所示，對應的電子背散射衍射EBSD晶粒取向分布如圖12所示。圖3中取樣位置1#、2#、3#、4#區(qū)域的室溫力學性能測試、600℃高溫力學性能測試結果分別見表3-4。圖10-12表明，通過反復鐓拔的改鍛方式，可以有效消除原材料中的微織構，使鍛件低倍組織均勻，不同區(qū)域高倍組織初生α相的體積分數(shù)均控制在15%左右。

由表3可知，鍛件室溫拉伸的抗拉強度、屈服強度、伸長率及斷面收縮率等指標的變異系數(shù)δ?CV?值分別為1.13%、0.68%、2.91%、2.51%。與優(yōu)化前相比，變異系數(shù)δ?CV?值大幅度降低，Ti150鈦合金離心葉輪鍛件不同部位性能差異大及1#區(qū)域強度富裕量偏低的問題得到了改善。

采用優(yōu)化工藝生產的Ti150合金離心葉輪鍛件，按HB/Z37要求，采用水浸法進行超聲波探傷，當量平底孔選用Φ0.8mm時，鍛件檢測結果未見單顯，其探傷雜波水平為0.8mm-(?21dB)，低波損失≤6dB，與工藝優(yōu)化前相比，雜波降低了9dB。雜波水平的高低與材料顯微組織密切相關，雜波是組織不均勻的反應[19]，由此可知，Ti150合金原材料改鍛對鍛件組織均勻性有較大的改善作用。

表3室溫拉伸性能

Tab.3Tensilepropertyatroomtemperature

表4600℃高溫拉伸性能

Tab.4Tensilepropertyat600℃hightemperature

3、結論

采用兩相區(qū)改鍛（反復鐓拔）+等溫鍛方案生產的Ti150鈦合金離心葉輪鍛件力學性能優(yōu)異，各部位力學性能均滿足要求，且室溫拉伸性能、高溫拉伸性能均具有較大的富余量，鍛件不同區(qū)域的抗拉強度、屈服強度、伸長率及斷面收縮率等指標的變異系數(shù)δ?CV?值均小于3%。

改鍛（反復鐓拔）有利于消除Ti150鈦合金原材料中的微織構，可改善鍛件組織均勻性，達到降低探傷雜波的目的。

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（注，原文標題：Ti150合金離心葉輪鍛件工藝優(yōu)化）