TC25G钛合金热变形过程中的组织演变

王 俭, 刘继雄, 张 伟, 王丽瑛, 王清江, 王鼎春, 高 颀

(1. 宝钛集团有限公司，陕西 宝鸡 721014)(2. 宝鸡钛业股份有限公司，陕西 宝鸡 721014)(3. 中国科学院金属研究所，辽宁 沈阳 110016)

0 引 言

随着航空发动机推重比的不断提高，对高温钛合金的需求越来越迫切。20世纪70年代，苏联研制了Ti-Al-Zr-Sn-Mo-W系α+β型热强钛合金BT25，其名义成分为Ti-6.7Al-1.5Sn-4Zr-2Mo-1W-0.15Si。该合金兼有BT9钛合金的高热强性和BT8钛合金的热稳定性，可加工成锻件、模锻件和棒材，在500～550 ℃的使用寿命为3 000～6 000 h[1]。

为了进一步提高BT25钛合金的高温综合性能，苏联在BT25钛合金的基础上又研制了BT25y钛合金，其名义成分为Ti-6.5Al-1.8Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si，通过优化Mo和Zr等合金组分的含量，使合金的抗氧化性、热稳定性、蠕变性能得到更加良好的匹配，高温综合性能得到提高。该合金已列入苏联国家标准，并且进行了工业化生产，在航空发动机上得到了应用。

我国于21世纪初先后开展了BT25和BT25y钛合金的仿制研究，对应的牌号分别为TC25和TC25G。主要研究了合金的制备、相变点测定方法、加工工艺、热处理工艺以及(Ti，Zr)5Si3、(Ti，Zr)6Si3两种物质的析出行为等[2～7]，并制成了航空发动机压气机盘件、环件等[8]，在航空发动机上得到了应用。随着我国航空制造业的快速发展，高温综合性能更为优异的TC25G钛合金的应用前景将会越来越好。

TC25G钛合金为α+β两相钛合金，其加工材的性能对加热温度、变形量、应变速率等工艺参数非常敏感。众所周知，材料的成分一致时，其性能主要由组织决定，不同的组织会对应不同的性能。因此，为了适应我国航空制造业快速发展对高温钛合金的需求，本研究通过热模拟试验，探讨TC25G钛合金在不同变形温度和不同应变速率条件下，热变形组织的演变，以期为TC25G钛合金加工材工业化生产制定合适的工艺参数提供依据。

1 实 验

实验用TC25G钛合金锻造棒材由宝鸡钛业股份有限公司提供，其化学成分(质量分数)为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，余量为Ti。用DSC 404 F3差热分析仪测定其(α+β)/β相转变温度为975～985 ℃，锻造棒材的原始组织见图1。由图1可见，TC25G钛合金锻造棒材的原始组织为α+β双态组织，其中白色的为α相，含量约为35%，灰黑色的为β转变基体。

图1 TC25G钛合金锻造棒材的金相照片Fig.1 Metallograph of TC25G titanium alloy forging bar

在Gleeble 3800型热模拟试验机上进行等温恒应变速率热模拟压缩试验，具体工艺参数为：试样升温速率10 ℃/s，保温时间300 s，变形量60%，变形温度分别为930、960、990、1 020 ℃，应变速率分别为0.001、0.01、0.1、1、10、50 s-1。热模拟压缩试样为圆柱形，尺寸为φ8 mm×12 mm，共计24个样。为减小试样与压头之间的摩擦力，在试样的两端和压头之间放置金属钽片作为润滑剂。变形后立即快速冷却以保留变形组织。对压缩变形后的试样沿轴线进行线切割，取其一半用于制备金相样品。采用 Axiovert 200 MAT光学显微镜进行组织观察，用金相分析软件统计相含量和晶粒尺寸。

2 结果与分析

2.1 热变形过程中的组织分析

表1为TC25G钛合金在不同热模拟压缩工艺条件下组织形貌的观察结果。由表1可见，TC25G钛合金在930、960 ℃的α+β两相区变形时，显微组织随应变速率的变化趋势一致，具有相同的组织特征。在高应变速率(>0.01 s-1)下，TC25G钛合金均未发生完全回复与再结晶；当应变速率为0.01 s-1或低于0.01 s-1时，均发生了完全回复与再结晶，观察到等轴组织。在990、1 020 ℃的β单相区变形时，组织随应变速率的变化存在一定差异。990 ℃时，应变速率为0.1 s-1时出现了完全回复与再结晶；1 020 ℃时，应变速率为1 s-1就出现了完全回复和再结晶，即随着变形温度的提高，TC25G钛合金会在更高的应变速率下发生完全回复与再结晶。

表1 TC25G钛合金在不同热模拟压缩工艺条件下的组织形貌

Note: D=deformation state

R=complete recovery and recrystallization state

通常金属材料在高温变形过程中回复与再结晶和加工硬化会同时发生，变形引起的加工硬化会在高温下不断地被回复与再结晶抵消，处于高塑性和低变形抗力的软化状态。软化过程主要发生了静态回复与静态再结晶、动态回复与动态再结晶以及亚动态再结晶。TC25G钛合金在热变形过程中，同样遵循这一规律。具体表现为在α+β两相区变形时，高应变速率下难以发生完全回复与再结晶，当应变速率达到或低于0.01 s-1才能发生完全回复与再结晶，得到等轴组织；而在β单相区变形时，变形温度高，在高应变速率下就能够发生完全回复与再结晶，且随着热压缩变形温度的提高，可以在更高的应变速率下发生完全回复与再结晶。

2.2 不同应变速率下的组织分析

图2为TC25G钛合金在930 ℃以不同应变速率热压缩变形后的金相照片。当应变速率为10 s-1时(图2a)，可以观察到β转变组织呈带状，垂直于压缩方向，α相含量为15%左右，与原始组织相比有所降低，形状变化不明显；当应变速率为0.1 s-1时(图2b)，可以观察到β转变组织的回复和再结晶特征，β转变组织逐渐多变形化；当应变速率为0.01 s-1时(图2c)，β转变组织发生完全回复和再结晶，呈等轴状，且等轴α相聚集到β转变组织晶界处。

图2 TC25G钛合金在930 ℃下以不同应变速率热压缩变形后的金相照片Fig.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

两相区变形时，依托α相和β转变组织协调变形，其中，β转变组织数量多，变形过程中形态变化明显。高的应变速率下，变形时间短，位错密度高，保留变形态组织；低的应变速率下，变形时间延长，有利于位错的配对而密度降低，出现完全回复和再结晶态组织。应变速率增大或减少，对α相的含量和形状基本没有影响。α相作为一种硬相，而β转变组织为软相，压缩变形主要在β转变组织中发生，造成β转变组织的形态变化。

图3为TC25G钛合金在1 020 ℃时以不同应变速率热压缩变形后的金相照片。当应变速率为10 s-1时(图3a)，β晶粒经压缩后变成带状；当应变速率为1 s-1时(图3b)，β晶粒经回复和再结晶后等轴化；当应变速率为0.1 s-1时(图3c)，β晶粒发生完全回复和再结晶，为等轴状，与应变速率1 s-1时相比，尺寸存在差异。

图3 TC25G钛合金在1 020 ℃下以不同应变速率热压缩变形后的金相照片Fig.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

单相区1 020 ℃变形时，为完全单相区组织，形成的β晶粒粗大。随着变形温度升高，TC25G钛合金可以在更高的应变速率下发生完全回复和再结晶。更高的变形温度，有利于晶内滑移、晶内孪生、晶界滑移和扩散蠕变等，更容易发生回复和再结晶。单相区变形时，在较高的应变速率下，实现位错偶对消和胞壁峰锐规则化，发生完全回复和再结晶，形成新的等轴晶粒。

2.3 不同变形温度下的组织分析

图4为TC25G钛合金在应变速率为50 s-1时不同变形温度下热压缩变形后的金相照片。当变形温度为930 ℃时(图4a)，α相与β转变组织都发生了形变；当变形温度为960 ℃时(图4b)，晶界处的α相未观察到形变特征，而β转变组织为带状；当变形温度为990 ℃时(图4c)，α相几乎完全消失，β转变组织为带状。由此可以看出，应变速率为50 s-1时，随着变形温度的升高，α相含量降低，且均可以观察到变形的带状组织。

图4 TC25G钛合金在应变速率50 s-1时不同变形温度热压缩变形后的金相照片Fig.4 Metallographs of TC25G titanium alloy after hot compression deformation at different temperatures at 50 s-1：(a)930 ℃;(b)960 ℃; (c)990 ℃

图5为TC25G钛合金在应变速率为0.001 s-1时不同变形温度下热压缩变形后的金相照片。当变形温度为930 ℃时(图5a)，α相和β转变组织为等轴态，α相存在于β转变组织晶界处；当变形温度为960 ℃时(图5b)，α相和β转变组织仍为等轴态，等轴的α相数量减少，β转变组织尺寸增大；当变形温度为990 ℃时(图5c )，观察到粗大的等轴β晶粒。由此可以看出，当应变速率较低时，α相含量的变化特征与较高的应变速率下变化特征一致，即随着变形温度的升高而降低。此外，可以发现，β晶粒会发生完全回复与再结晶，可以观察到等轴的β晶粒。

图5 TC25G钛合金在应变速率0.001 s-1时不同变形温度热压缩变形后的金相照片Fig.5 Metallographs of TC25G titanium alloy after hot compression deformation at differenttemperatures at 0.001 s-1：(a)930 ℃;(b)960 ℃;(c)990 ℃

TC25G钛合金在热变形过程中，温度对变形组织产生显著的影响。高的温度可以获得高的热激活能。在低的温度下，主要是位错不断增殖和积累，形成变形组织；而在较高的温度下，变形主要是位错偶对消、胞壁锋锐规整化形成亚晶合并等动态回复和再结晶过程，或者完全回复和再结晶，形成新的等轴组织。

图6为TC25G钛合金在两相区压缩变形时α相含量随变形温度的变化情况。由图6可以看出，初始状态α相含量为35%，930 ℃热压缩变形后α相含量为15%，减少了一半左右，而960 ℃时α相含量仅为8%。随着变形温度的升高，α相向β相转变，离相变点越近，α相越少，相变点以上时α相完全转化为β相。

图7为TC25G钛合金在应变速率为0.001 s-1时β晶粒尺寸随变形温度的变化。随着变形温度的升高，β晶粒尺寸增大，特别是超过相变点后，β晶粒尺寸急剧增大，990 ℃时的晶粒尺寸是960 ℃时的3倍。在变形的过程中，较低的应变速率下，晶粒破碎的同时发生回复与再结晶，以及晶粒长大的过程，温度越高，提供晶粒长大的能量越大，最终获得的晶粒尺寸越大。

图6 TC25G钛合金中α相含量随变形温度的变化Fig.6 Variation of α phase amount with temperature for TC25G titanium alloy

图7 TC25G钛合金β晶粒尺寸随变形温度的变化Fig.7 Variation of β grain size with temperature for TC25G titanium alloy

通过上述组织观察可以看出，变形温度对于控制α相含量具有显著的影响，α相含量随温度升高而降低。较高的变形温度下，β晶粒尺寸也相对粗大。钛合金的热变形过程是组织和性能的调控过程，通过改变工艺参数，调整组织中相含量、晶粒尺寸等特征，可以获得一定的性能。两相区组织含有一定量的α相，具有良好的综合性能，而单相的β晶粒具有良好的断裂韧性。针对本实验中选择的温度、应变速率，可以较好的覆盖热变形的主要工艺参数，在生产过程中，可以有目的的选择温度和应变速率，来获得需要的组织，从而获得需求的性能。

3 结 论

(1)TC25G钛合金热变形时，在较高的温度、较低的应变速率下主要发生完全回复和再结晶，从而形成等轴组织。

(2)TC25G钛合金热变形时，应变速率对α相含量和形状基本没有影响，而对β转变组织的影响较大，高应变速率下呈带状，低应变速率下呈等轴状；变形温度对于控制α相含量有显著影响，α相含量随变形温度升高而降低，且较高的变形温度下，β晶粒尺寸也相对粗大。