TC25鈦合金是蘇聯于1971年研制的一種綜合性能優良的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-W-Si 系α+β 型熱強鈦合金，它兼有BT9 鈦合金的高熱強性和BT8 鈦合金的熱穩定性，適合在500～550℃長時間工作；加工性能良好，是用于發動機的理想熱強鈦合金，被廣泛應用于制造航空發動機關鍵零件，如航空發動機壓氣機盤件。

航空發動機用機匣類鍛件多為關重件，其品質關系到發動機工作的安全性和可靠性。查閱了小型鍛造廠10 余批機匣鍛件的生產檔案記錄，發現鍛件所用原材料相變點在1007 ～1028℃范圍內變化，鍛造溫度均為相變點下35℃，且在鍛件生產過程中加熱溫度始終保持不變，所生產的鍛件存在組織性能匹配不良，甚至高溫強度不能滿足標準要求的現象，這影響到了發動機用鍛件的安全使用。H. J. Henning &P. D. Frost 研究了TC4 合金等軸α 相含量對性能的影響發現：組織中等軸α 相含量為零或太多時，均會抑制材料某些性能的發揮，例如屈服強度降低等。薛強等研究了α 相形態與含量對TA15 鈦合金力學性能的影響，結果表明：初生α 相含量增加，合金強度有所下降。當初生α 相含量高于40%后，含量再增加對合金塑性提升并無益處。因此，只有當α相含量處于合適的范圍時，才能得到較好的綜合力學性能。

影響等軸α 含量的因素主要有：材料化學成分不均勻性；爐內溫度的不均勻性；變形熱效應引起變形體內溫度場變化。當原材料和變形量確定時，α含量主要取決于鍛造加熱溫度。本文以某型號某機匣鍛件為研究對象，通過探究鍛造加熱溫度對TC25 鈦合金環件組織和力學性能的影響，為TC25 鈦合金鍛件獲得良好的組織和性能提供理論與實踐依據。

試驗設計及過程

試驗材料

本研究所用原材料為西部鈦業有限責任公司生產的φ200mm 的TC25 鈦合金棒材，化學成分如表1所示，棒材高倍組織如圖1 所示，棒材性能見表2、表3 及表4，用金相法測得相變點為1009℃。由圖1可以看出，試驗所用原材料高倍組織為等軸組織，等軸α 相分布不均勻。由表2、表3、表4 可以看出，原材料性能均符合原材料標準要求，但富余量不大，因此，本試驗所用原材料為復驗合格料，但整體水平偏低。

表1 TC25 鈦合金棒材的化學成分(wt%)

表2 原材料室溫力學性能

表3 原材料高溫力學性能

表4 原材料熱穩定性(550℃×100h，空冷)

圖1 原材料高倍組織(500×)

試驗工藝與熱處理制度

TC25 鈦合金環件的主要生產工序為：原材料復驗→下料→加熱→鍛造→熱處理→理化測試→入庫。鍛件各工序變形量設定的基本原則為：在鍛透的前提下盡量保證終鍛溫度，同時變形體內部不能出現劇烈溫升，為了確保試驗順利進行，對鐓餅和終擴工序進行了模擬，分別如圖2 和圖3 所示。根據鍛件驗收標準Q/S 12.2402 及相關資料，本試驗鍛件熱處理制度為：一次退火，(900～980℃)×(90～100min)，空冷；二次退火，(500～540℃)×(300～360min)，空冷。

圖2 第1火模擬結果

圖3 第2火模擬結果

試驗方案

本試驗思路為：鍛件生產前在原材料棒材上切取φ200mm×20mm的低倍片進行空燒，將初始等軸α含量控制在25%～35%，此時的空燒溫度記為T0，本試驗測得T0 為995℃，在此基礎上設計了A、B 兩種鍛造加熱方案(表5)。由表5 可知，兩種加熱方案的鐓粗工序加熱溫度均適當降低，這是由于棒料鐓粗時變形較為劇烈，適當降低溫度可預防坯料心部過熱、過燒現象。

表5 兩種鍛造加熱方案

試驗結果及分析

采用A、B 兩種鍛造加熱方案各生產1 件試驗件，分別記為鍛件A 和鍛件B，鍛件熱處理后檢測高倍組織及弦向力學性能。原材料在995℃下的高倍組織和鍛件高倍組織見圖4，鍛件室溫力學性能、高溫力學性能、熱穩定性能對比分別如表6、表7、表8 所示，此外兩試驗件在500℃、550℃下的高溫持久性能皆符合要求。

表6 不同加熱方案鍛件室溫力學性能

表7 不同加熱方案鍛件高溫力學性能

表8 不同加熱方案鍛件熱穩定性(550℃×100h，空冷)

圖4 試驗件高倍組織照片(500×)

從圖4 中可以看出，鍛件A 和鍛件B 的顯微組織特征均為在β 轉變基體上分布著等軸α 相。鍛件A 的等軸α 相含量達到了55%，次生α 相所占比例較小，為典型的等軸組織，相較于原材料在995℃下的組織，等軸α 相含量明顯增多。這是由于在鐓粗及馬擴工序鍛造加熱溫度較低，鍛造過程中產生的部分等軸α 相顆粒未能溶解。鍛件B 的等軸α 相含量約為35%，并有少量的短條狀α 相，且次生α相所占比例較大，尺寸更長更細，分布更為均勻彌散，為典型的雙態組織，相較于原材料在995℃下的組織，等軸α 相含量基本持平，這是由于馬擴工序提高了鍛造溫度，鍛造過程中產生的部分等軸α 相顆粒逐漸溶解，使得合金中等軸α 相數量減少。同時，由于初生α 相的溶解，未轉變β 基體含量和飽和度增大，從而增大析出次生α 相的驅動力，使得次生α 相隨著加熱溫度的升高而增多并變得更加細小而彌散。

結合表6、表7、表8 可以看出，相較于鍛件A，鍛件B 的室溫抗拉強度和熱穩定拉伸強度分別提高了約65MPa和50MPa，增幅明顯，斷后伸長率略有降低，沖擊性能基本持平；與此同時，鍛件A 在 500℃加熱情況下抗拉強度為722MPa、719MPa，550℃時抗拉強度有一個試樣為682MPa，均不滿足標準要求，甚至低于原材料強度。相比于鍛件A，鍛件B 在 500℃加熱情況下抗拉強度提高了約40MPa，斷后伸長率略有提高；550℃時抗拉強度提高了約30MPa，斷后伸長率略有下降。在拉應力作用下，當外加應力大于位錯開動的臨界應力時，位錯便開始運動。在位錯運動的過程中，組織中等軸α 相、短條狀或細長條狀α相含量不同，α 界面阻礙位錯運動的能力不同。由于鍛件B 中的短條狀或細長條α 相含量大于鍛件A，即前者的α 界面多，位錯運動的阻力大，所以宏觀上表現為前者的強度高。

試驗結論及操作要點

⑴等軸α 相含量隨著鍛造溫度的提高而減少。坯料在較低溫度下進行鐓粗、在較高溫度下進行馬擴和擴孔能有效控制鍛件等軸α 相含量并改善組織均勻性；在較低溫度下進行鐓粗和馬擴、在較高溫度下進行擴孔會造成等軸α 相偏多。

⑵等軸α 相含量對TC25 鈦合金鍛件的力學性能有較大影響，當等軸α 相含量約為35%時，可以得到優良的綜合力學性能。隨著等軸α 相含量的增加，室溫強度和高溫強度均顯著降低，而塑性無明顯變化；當等軸α 相含量達到約55%時，高溫強度不能滿足標準要求。

⑶鍛件生產前先對同爐號低倍片進行隨爐空燒，將等軸α 相含量控制在25%～35%，鐓餅工序加熱溫度在此空燒溫度基礎上適當降低，鍛造工序均按空燒溫度加熱。