胡维成，高骥天，李清松，张邦强

（东方汽轮机有限公司，四川 德阳，618000）

某汽轮机用TC4方钢叶片力学性能不合格原因分析

胡维成，高骥天，李清松，张邦强

（东方汽轮机有限公司，四川 德阳，618000）

通过化学成分分析、宏观金相检验和扫描电镜检查，对某公司生产的TC4方钢的常规力学性能未能达标的原因进行了分析。结果表明：该方钢力学性能未能达标的主要原因是该方钢在锻造时内部温度偏低、变形量不足，造成内部初生α相比例偏高，且方钢内部明显片状组织，导致方钢力学性能未能达到预定要求。

TC4合金，力学性能，方钢，锻造变形量

0　引言

在钛合金的锻造工艺参数中，加热温度对组织性能的影响极为显著［1］，李晓芹等［2］在针对TC4钛合金汽轮机叶片的制造工艺研究时发现，较低的锻造温度会造成TC4高倍组织中初生α相比例偏高，直接影响合金强度。而史小云等［3］对根据不同的锻造温度所得到的TC4合金进行力学试验发现，在α+β两相区内采用较高温度锻造的成品强度更高，且塑性不会下降。

田喜明［4］、董洁［5］等提出锻造变形量的大小也会对TC4合金的组织性能产生重要影响。如对Φ450超大规格的TC4合金棒材，在同样的锻造工艺条件下，锻造变形量较大 （超过85%）的摆锤力学性能和金相组织均优于锻造变形量较小的棒材［4］。而如果TC4锻造时变形量过小不仅会造成TC4力学性能不合格，也会造成合金中心变形不充分，导致组织不均匀［5-6］。

在对两家供应商提供的TC4方钢进行力学试验后发现，第一家供应商提供的方钢 （1号方钢）的厚度 （T）和宽度 （W）方向强度未能满足GB/T 2965的要求，而另一家供应商提供的方钢 （2号方钢）力学性能则完全合格。笔者与所领导团队成员经过宏观金相、高倍金相、断口分析和断口金相等试验，对1号方钢力学性能不合格的原因进行了分析，并提出了相应的解决方案。

1　理化试验

为确认1号方钢和2号方钢的性能是否满足要求，对1号方钢和2号方钢均取样进行了化学成分检测、室温拉伸试验与400℃的高温拉伸试验。且化学成分按照GB/T 3620.1验收，拉伸试验

数据按照GB/T 2965验收。

1.1化学成分

对1号方钢和2号方钢进行手工分析，1号方钢和2号方钢的化学成分结果如表1所示。

由表1可知，1号方钢和2号方钢化学成分满足GB/T 3620.1的要求。

表1　化学成分检测结果

1.2室温拉伸和高温拉伸试验结果

室温拉伸试验采用意大利Galdabini生产的全自动拉伸冲击系统进行，试样按照GB/T 2965的规定，采用GB/T 228.1-2010规定的R7型试样，并按照GB/T 228.1-2010的规定，全程引伸计控制，设定试验速率为：弹性和屈服阶段0.000 25/ s、塑性阶段0.006 7/s。试验机和引伸计精度均达到0.5级。实验室的温度试验时为25℃。1号方钢和2号方钢的室温拉伸试验结果如表2和表3所示。

由表2可以看出，1号方钢L方向的拉伸数据全部合格，合格率为100%；T方向第3个拉伸数据的屈服强度不合格，延伸率和断面收缩率均合格，合格率为66.67%；W方向的3个拉伸数据屈服强度和抗拉强度均不合格，延伸率和断面收缩率均合格，不合格率为100%。

400℃高温拉伸试验采用CMT 5105万能试验机进行，试样采用GB/T 228.1的R7试样，按照GB/T 4338的要求进行试验。

由表4可以看出，1号方钢400℃的高温拉伸试验数据均未能满足GB/T 2965的要求，不合格率为100%；表5中，2号方钢400℃的高温拉伸试验数据满足 GB/T 2965的要求，合格率为100%。

表2　1号方钢不同方向上的室温拉伸试验结果

表3　2号方钢不同方向上的室温拉伸试验结果

表4　1号方钢高温拉伸试验结果

表5　2号方钢高温拉伸试验结果

1.3宏观金相检查

根据 “组织决定性能”的原则，对1号方钢和2号方钢的低倍组织进行检查，以分析二者差异。

因为1号方钢的拉伸试验结果随着方向不同产生较大差异。所以对1号方钢和2号方钢的L、W、T方向取低倍试样，并采用10%HF溶液进行酸洗，观察低倍组织。

1号方钢3个方向的低倍组织如图1所示。

图1　1号方钢L、W、T三个方向的低倍组织

2号方钢的低倍组织如图2所示：

图2　2号方钢L、W、T三个方向的低倍组织

由图1可以看出，1号方钢低倍组织均匀、完整。但W、T方向上的低倍试样中心处有条纹状的片状组织，且沿L方向伸展；由图2可以看出，2号方钢3个方向的低倍组织无偏析、疏松、气孔、裂纹、折叠、夹渣、异金属等缺陷。

由此可以得出，片状组织是影响1号方钢力学性能的重要原因。

1.4微观组织检查

从1号方钢和2号方钢的低倍试样取样，制取金相试样，采用10%HF溶液进行腐蚀。如图3所示，1号方钢在W方向和T方向上均存在片状组织，走向与宏观检查的片状组织相同，均沿L方向伸展。而正常区域微观组织为α-β组织，晶粒度大小由7级到11级不等。

图3　1号方钢L、W、T三个方向的显微组织

由图4可知，2号方钢以等轴α相为主，存在晶间β相，晶粒度均为8级。

图4　2号方钢L、W、T三个方向的显微组织

1.5显微硬度测试

由于1号方钢W、T方向的显微组织与GB/T 6611中对高间隙缺陷的描述相同，对带状晶和周围的正常区域进行显微硬度测试。测试结果为正常区域HV0.3=297，带状晶区HV0.3=491。

1.6断口形貌与金相组织

将1号方钢W、T方向的不合格拉伸试样断口经乙醇超声波清洗后，采用JSM扫描电子显微镜对断口形貌进行观察，断口形貌如图5所示。

图5（a）图中央可以看出较为明显的带状分布，与宏观金相和微观组织中的形貌相同。

将1号方钢解剖制作金相试样，其金相组织如图6所示。

图5　1号方钢不合格室温拉伸试样断口

图6　不合格拉伸试样断口金相组织

断口金相组织存在非常明显的带状晶，且初生α相比例偏高，晶粒度较低。

2　综合分析

2.1金相组织特征

1号方钢金相组织中，初生α相比例偏高，β相比例较低，组织不均匀，晶粒度由7级到11级不等。说明1号方钢在锻造时锻造温度偏低［2，6-7］。且1号方钢W和T方向的金相组织中，具有非常明显的片状晶。且均沿L方向伸展，导致1号方钢L方向强度比T、W方向高。说明1号方钢锻造时变形量不足，未能充分破碎单相区变形保留下来的不均匀组织［4，8］。

2号方钢金相组织为等轴组织，以等轴α+转变β相为主。组织均匀，晶粒度均为8级。

2.2断口特征

对1号方钢不合格试样的断口进行扫描电镜检查和断口金相组织检查发现，断口处存在较为明显的片状组织［5］，其金相组织中也有片状晶且初生α相比例很高，有粗大晶粒，进一步表明1号方钢的锻造温度偏低［4-5］，且锻造变形量不足［7］。

2.3制造工艺

查阅制造文件可知，1号方钢和2号方钢的制造过程如表6所示。

表6　1号方钢与2号方钢制造工艺

根据表6可知，2号方钢的锻造温度较高，成品锻造的最高温度更接近TC4合金α+β/β的相变温度点，有利于降低初生α相比例，提高TC4方钢的综合性能［1，7］；1号方钢和2号方钢的锻造过程均采取拔长变形，而2号方钢在开坯锻造过程和成品锻造过程中增加了中间锻造过程，从而增加TC4合金的锻造变形量，提高了材料的强度［1］，也使锻造的微观组织更加均匀［3］。同时也证明了1号方钢力学性能不合格的原因为锻造温度偏低，且锻造变形量不足。

3　结论

（1）对1号方钢的金相组织和断口金相的分析可知，1号方钢中初生α相比例偏高，β相比例过低，说明1号方钢成品锻造时加热温度偏低。由于TC4具有导热性差的特点［3］，锻造处理时，应提高锻造毛坯的加热温度，且适当延长保温时间，保证毛坯内外温度均匀，避免毛坯内外温差过大，使得初生α相在成品锻造时未能充分破碎。

（2）1号方钢内部晶粒大小不均匀，且片状组织不存在于低倍试样的边缘，而存在于靠近中心的位置，说明1号方钢的变形量，尤其是中心的变形量不足，是导致方钢内部存在片状组织的原因。因为1号方钢锻造时采取了拔长变形的工艺，所以L方向变形量相对较高，力学性能优于W、T方向。可在锻造过程中提高锻锤的打击能量，从而克服变形抗力，增加锻件的变形量。

（3）根据工艺文件显示，2号方钢在开坯锻造和成品锻造过程中间有一个中间锻造过程，且锻造温度包含了α+β两相区和β单相区。在β单相区锻造可将开坯锻造过程中未能充分破碎的粗大晶粒进一步细化［5，7］，β相充分形成；在α+β两相区锻造时能使得连续晶界和粗大晶界破碎，初生α片层和晶界进一步球化。从而提高拉伸性能，同时也能提高锻造变形量。而TC4锻造有导热性差、变形抗力大的特点，所以应增加锻造过程，让组织充分优化。

［1］李晓芹.锻造加热温度对TC11合金组织性能的影响［J］.热加工工艺，1999，（3）：30-32

［2］李晓芹，朱西平.TC4钛合金汽轮机叶片精锻工艺研究［J］.航空制造技术，2001，（2）：53-60

［3］史小云，付保全，王文盛，等.锻造温度对TC4-DT钛合金棒材力学性能及显微组织的影响［J］.中国有色金属学报，2010，20（1）：79-82

［4］田喜明，刘珂妮.锻造变形量对TC4-DT钛合金锻件组织与力学性能的影响［J］.钛工业进展，2013，30（6）：17-21

［5］董洁.TC4合金超大规格棒材锻造工艺对组织和性能的影响［J］.钛工业进展，2012，29（2）：28-31

［6］阎彩文，吴金满，徐永光，等.TC4钛合金异形锻件锻造工艺探索［J］.钛工业进展，2009，26（5）：30-32

［7］Xiao-na PENG，Hong-zhen GUO，Zhi-feng SHI，etc.Microstructure characterization and mechanical properties of TC4-DT titanium alloy after thermomechanical treatment［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2014，（3）：682-689

［8］熊良银，吴宏斌，王威，等.退火态TC4合金的热变形行为［J］.有色金属，2005，（1）：10-13

［9］GB/T 6611钛及钛合金术语和金相图谱［S］

［10］Wood R A，Favor R J.钛合金手册［M］.刘静安，吴煌良，姚毅中，译.重庆：科学技术文献出版社重庆分社，1983：46-47

［11］中国航空材料手册编委会.中国航空材料手册：第4卷：钛合金、铜合金［M］.北京：中国标准出版社，2002

Analysis for Cause of Unqualified Properties of TC4-DT Titanium Blade

Hu Weicheng，Gao Jitian，Li Qingsong，Zhang Bangqiang

（Dongfang Turbine Co.，Ltd.，Deyang Sichuan，618000）

The cause of unqualified mechanical properties of blade blank made by TC4-DT titanium is analyzed by several means，such as chemical test，metallographic test and SEM.Results show that flat swaged deformation and lower forging temperature lead to proportion of primary α phase on the high side，which is the main cause of the unqualified mechanical property of blade blank. Key words：TC4 alloy，mechanical property，square steel，swaged deformation

TG1

A

1674-9987（2015）02-0061-05

10.13808/j.cnki.issn1674-9987.2015.02.013

胡维成 （1962-），男，毕业于东北大学金属物理专业，现主要从事材料技术管理工作。