发布日期：2024-11-11 16:52:50
钛合金具有比强度高、耐腐蚀性强、可焊接和抗疲劳等突出优点［1-2］，航空发动机运行过程中叶片需要在高温、高压等极端运行环境下稳定工作，因此钛合金已成为航空发动机叶片的主要材料［3］。80％以上的钛合金叶片制造采用锻造成形技术，该技术具有节约原材料、生产效率高、金属流线完整性好及综合力学性能高等优点［4］。改善钛合金叶片的组织性能除了依靠锻造过程中优化的结构设计之外，后续的热处理对显微组织以及性能也起着重要作用［5］。因此，在实际生产过程中，锻造后的叶片需要通过热处理改变钛合金的内部组织结构，以改善其性能。恰当的退火工艺可以消除锻造叶片过程中造成的各种缺陷，通过晶粒细化、消除偏析和降低内应力等，使叶片组织和性能更加均匀。
TC4钛合金叶片典型的退火工艺包括：退火、双重退火、固溶-时效-退火以及三重退火［6］等。在实际生产过程中，最常用的热处理工艺为退火后空冷，退火可以提高钛合金的强度，空冷可以提高生产效率。大量的研究表明，通过合理的退火工艺，可以优化钛合金叶片的显微组织结构，从而提高其综合性能。郭伟等［7］采用Ｘ射线衍射仪分析了服役后的叶片在580℃热处理前后榫头表面不同位置的残余应力变化情况，结果表明，580℃退火处理不会导致榫头表面残余压应力大幅下降，平均降幅小于100MPa。卢政等［8］利用
Ｄｅｆｏｒｍ-3Ｄ数值模拟软件研究TA15钛合金锻件在退火前以及不同退火温度下，长度方向的残余应力，结合退火温度对锻件残余应力与力学性能的影响确定合理的退火温度，结果表明，TA15锻件的合理退火温度为850℃。王晓晨等［9］研究了不同热处理制度对β相区形变热处理的TC21钛合金锻件组织及性能的影响，结果表明，不同热处理制度对TC21钛合金等温锻件的组织性能有显著的影响，淬火时效处理为推荐的较佳热处理制度。Ｄｅｎｇ等［10］分析了常规锻造和特种锻造及后续热处理对TC11钛合金组织和力学性能的影响，结果表明，终锻温度为950℃时，TC11钛合金热处理后的性能均优于常规锻造。TC11钛合金经950℃特种锻造后再结合高温均匀化和双重退火处理，得到的片状编织组织可使材料获得良好的强韧性匹配。
虽然目前对TC4钛合金叶片锻件的热处理工艺研究较多，但大多是研究固溶和时效处理工艺，对退火工艺的研究较少。另外，不同锻造工艺加工的叶片需要不同的退火工艺制度来保证钛合金叶片组织性能稳定。因此，选择合理的退火工艺制度变得尤为重要。
本文通过对航空用TC4钛合金三级转子叶片进行不同温度退火处理，探究TC4钛合金叶片组织性能与合金强化之间匹配关系，为获得TC4钛合金叶片稳定的组织结构以及合理的退火工艺制度提供理论数据支持。
1、试验材料及方法
1.1 试验材料
本研究选用的材料是某公司提供的TC4合金三级转子叶片，TC4合金三级叶片的相变点温度为998℃。TC4合金三级叶片显微组织形貌如图1所示，三级叶片叶身部位显微组织主要由等轴α晶粒与条状β转变组织组成，它们交错均匀分布形成双态组织。等轴α晶粒尺寸约12μｍ，等轴α晶粒的含量约为33％。TC4合金三级叶片的化学成分见表1。
1.2 试验方法
采用线切割工艺在三级转子叶片上切取块状试样，退火温度选择600、650、700、750、800、850、900和950℃，保温2ｈ后分别进行空冷和水冷。
金相试样腐蚀剂为HF∶HNO3∶H2O＝2∶1∶50（体积比）。EBSD试样的制样电解液为12％高氯酸＋34％正丁醇＋54％甲醇（体积分数）。室温拉伸性能测试在ＷＤＷ300拉伸设备上进行，拉伸试样平行长度为15ｍｍ，加载速度为2mm/min。显微组织观察在ＧＸ51金相显微镜上进行。显微硬度采用401ＭＶＤ型维氏硬度计测试，显微硬度测试加载载荷为200ｇ。叶片显微组织特征使用Ｇｅｍｉｎｉ300场发射扫描电镜观察。EBSD试验在配有牛津ＮｏｒｄｌｙｓＮａｎｏEBSD探头的Ｇｅｍｉｎｉ300场发射扫描电镜上进行。
2、试验结果与讨论
2.1 退火处理对显微组织的影响
图2为600℃退火保温2ｈ，以不同方式冷却后，TC4合金三级转子叶片的显微组织。可以发现，退火温度为600℃的空冷组织和水冷组织中α相的体积分数差别不大，其中空冷α相的体积分数约为33.4％，水冷α相的体积分数约为35.9％。图2（ｂ）显示水冷后组织中β转变组织（次生α相）沿长度方向增加，即长宽比增加，说明在水冷过程中，次生α相长度方向的长大速率相对快于宽度方向的长大速率。
图3为退火温度600℃，保温2ｈ，空冷和水冷条件下TC4合金三级转子叶片组织的ＩＰＦ图、再结晶图和KAM图，图中白色线条和黑色线条分别代表小角度晶界（LAGBs，2°～15°）和大角度晶界（ＨＡＧＢｓ，＞15°）。观察图3（ａ，ｄ）可以发现，水冷α相晶粒内部LAGBs多于空冷。观察图3（ｂ，ｅ）可以发现，在三叉晶界处观察到一些细小的再结晶晶粒，这些细小的再结晶晶粒均匀分布在β相基体上。冷却方式由空冷改为水冷时，变形晶粒含量由70.3％降至59.5％，回复晶粒含量由14％升高至23.2％。对比KAM图（见图3（ｃ，ｆ））发现，水冷组织中变形晶粒内部的KAM值较高，回复晶粒内部的KAM值较低。空冷组织的KAM值较水冷降低，并且较为分散。根据以上分析，TC4合金三级叶片空冷和水冷的显微组织差别较小，结合三级叶片生产现场，选择空冷冷却方式进行分析。
图4为不同温度退火2ｈ空冷后，TC4三级转子叶片的显微组织。退火温度低于850℃时，退火组织与三级叶片原始锻态组织相比变化较小，等轴α相尺寸、均匀化程度发生了少量的变化，未见明显差异（见图4（ａ～ｄ））。退火温度为900℃时，叶片组织产生较大变化，锻造过程中被拉长的α晶粒逐渐等轴化，β转变组织粗化，由条状转变为短棒状（见图4（ｅ））。其原因在于TC4钛合金的再结晶温度约为850℃，退火处理温度在再结晶温度以下，组织没有发生再结晶，当热处理温度高于再结晶温度，组织发生再结晶，获得较为均匀的双态组织［11］。退火温度为950℃时，接近（α＋β）／β相变温度，组织由再结晶的等轴α晶粒组成，β转变组织持续向亚稳定β相转变，含量急剧下降，组织由再结晶的α相、少量β转变组织和β相组成（见图4（ｆ））。
图5为不同温度退火空冷后，TC4合金三级转子叶片的ＳＥＭ组织。由图5可以看出，叶片组织由等轴α相、条状α相以及β基体组成。如图5（ａ～ｃ）所示，随着退火温度的升高，条状α相厚度逐渐增加，由条状转变为短棒状；等轴α相进一步球化。如图5（ｄ）所示，在β基体上析出了针状次生α相。TC4钛合金在退火的冷却过程中主要发生β→α和β→α′相变，会形成大量亚稳定β相。α′相的晶体结构为六方马氏体，通过切变方式形成，其形成条件为较快的冷却速率，因为冷却方式为空冷，故可以断定合金中无α′相形成，细小针状相为次生α相［12］。并且随着退火温度的继续增加，组织中针状α相的数目不断增加（见图5（ｅ，ｆ））。
图6为不同温度退火空冷后，TC4叶片样品中组织尺寸定量统计曲线图。由图6（ａ）可见，随退火温度的升高，α相晶粒尺寸变化不大，约12μｍ，退火温度超过800℃时，α晶粒尺寸略微下降。由图6（ｂ）可见，退火温度低于850℃时，β转变组织片层厚度随温度的升高变化较小，退火温度超过850℃时，由于β转变组织出现粗化现象，导致β转变组织片层厚度迅速增加。退火温度达到950℃时，接近（α＋β）／β相变温度，大量β转变组织转变为亚稳定β相，β转变组织消失。
图7为不同温度退火空冷前后，TC4合金三级转子叶片组织的ＩＰＦ图、再结晶图和KAM图，图中白色线条和黑色线条分别代表小角度晶界（LAGBs，2°～15°）和大角度晶界（ＨＡＧＢｓ，＞15°）。观察TC4叶片原始锻态组织可以看出，α晶粒内部存在大量的LAGBs，并且晶界处形成细小的再结晶晶粒。回复和再结晶是钛合金的重要变形机制，两者都是由亚晶集合构成，区别在于再结晶晶粒内部取向差值低于回复晶粒［13］。观察图9（ｂ，ｅ，ｈ）可以看到，在三叉晶界处存在一些细小的再结晶晶粒，随着退火温度的增
加，合金中LAGBs的数量逐渐减少，变形晶粒逐渐增加。原始锻态组织，大部分晶粒为变形晶粒，约占66％，变形亚晶含量为26.2％。当退火温度达到800℃时，变形晶粒的比例下降到51.8％，而回复晶粒的比例增加到27.2％。随着退火温度升至950℃，变形晶粒含量降至11.6％，回复晶粒约占50.3％。原始锻态组织中变形晶粒内部的KAM值较高，回复晶粒内部的KAM值较低。当退火温度为800℃时，KAM值迅速降低。当退火温度进一步升高至950℃时，KAM值显著降低，并且较为分散，见图9（ｃ，ｆ，ｉ）。
2.2 退火处理对显微硬度的影响
图8为不同退火工艺处理TC4钛合金三级转子叶片的硬度曲线。由图8可以看出，当退火温度不超过900℃时，空冷组织的硬度比水冷高出5～10ＨＶ0.2。
退火温度为850℃时，硬度值最小，空冷和水冷下分别为362.5ＨＶ0.2和350.0ＨＶ0.2。退火温度超过850℃时，硬度值迅速增大。其原因在于随退火温度升高，针状α相含量逐渐增多（见图5（ｄ～ｆ）），针状α相均匀地分布在β相基体上，能够起到弥散强化效果［14-15］，硬度值迅速增加。当退火温度为950℃时，硬度继续增加，且水冷组织的硬度超过了空冷，除针状α相含量增多外，该退火温度下三级叶片组织中的β相和α相的片层距较小，也会提高三级叶片的硬度。
2.3 退火处理对力学性能的影响
图9为不同温度退火空冷后，TC4合金三级转子叶片的力学性能。可以看出，经两相区退火的TC4钛合金叶片，退火温度为600℃时，与未退火处理的TC4合金三级叶片相比，其强度和伸长率略有提升，抗拉强度提升40MPa，伸长率提升8.4％，其抗拉强度为1063.6MPa，屈服强度为983.2MPa。随着退火温度的升高，强度逐渐降低，退火温度为800℃时，其强度较低，伸长率较高为23.2％，主要是由于800℃热处理温度较低，短细且无规则排列的次生α相分解不完全，这种纵横交错的次生α相使得位错很容易找到可以开动的滑移方向，能够促进晶粒间的协调变形，提高了材料的塑性。另外，在两相区保温过程中等轴α相能够对β相起到钉扎作用，抑制β相的长大，也可以提高材料的塑性［16-17］。当退火温度超过800℃时，抗拉强度开始逐渐升高到1049.7MPa，之后略有降低，伸长率急剧降低，退火温度为950℃时的伸长率仅为17.3％。根据上述不同退火温度下的性能分析，800℃×2ｈ退火空冷处理后TC4三级转子叶片的塑性最好，抗拉强度达到1033.7MPa，伸长率为23.2％，叶片综合力学性能最优。
3、结论
1）退火温度为600℃时，空冷和水冷的TC4三级转子叶片组织α相的尺寸和体积分数差别较小。水冷α相晶粒内部LAGBs多于空冷，水冷组织中变形晶粒内部的ＫＡＭ值较高，回复晶粒内部的ＫＡＭ值较低。空冷组织的ＫＡＭ值较水冷降低，并且较为分散。
2）退火温度低于850℃时，退火组织与TC4三级转子叶片原始锻态组织相比变化较小，等轴α相尺寸、均匀化程度发生了少量的变化，退火温度为900℃时，叶片组织产生较大变化，锻造过程中被拉长的α晶粒逐渐等轴化，β转变组织粗化，由条状转变为短棒状。退火温度为950℃时，组织由再结晶的α相、少量β转变组织和β相组成。
3）当退火温度低于900℃时，TC4三级转子叶片空冷组织的显微硬度比水冷组织高5～10ＨＶ0.2。退火温度超过900℃时，水冷组织显微硬度超过空冷。退火温度为600℃时，与未退火处理的TC4合金三级叶片相比，其强度和伸长率略有提升。随着退火温度的升高，强度逐渐降低，当退火温度超过800℃时，抗拉强度开始逐渐升高到1049.7MPa之后略有降低，伸长率急剧降低，退火温度为950℃时的伸长率仅为17.3％。
4）根据不同退火温度下的性能分析，800℃×2ｈ退火空冷处理后TC4三级转子叶片的塑性最好，抗拉强度达到1033.7MPa，伸长率为23.2％，其综合力学性能最优。
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