TC4钛合金具有高比强度、较宽的工作温度范围和优异的耐腐蚀性能，是制造航空发动机压气机盘、叶片等
的首选材料之一[1]。航空发动机叶片的工作条件极为复杂和苛刻，需承受巨大的气动应力、离心应力和温
度负荷作用[2]，因而对叶片用钛合金棒材的显微组织和力学性能提出了很高的要求，如GJB494Ａ-2008《航空发动机压气机叶片用钛合金棒材规范》要求叶片用TC4钛合金棒材的初生α相含量不低于25％。
超声波探伤
检验是航空航天领域钛合金原材料验收的基本要求，部分原材料订货标准中对探伤的要求也十分苛刻，如
GJB494Ａ-2008要求转子叶片用棒材探伤杂波水平不大于0.8mm-12ｄB。国内学者对钛合金显微组织与超声探
伤杂波的对应关系进行了研究[3-7]，发现探伤杂波的高低不仅与组织中α相和β相的含量及尺寸大小有关
，还与组织的均匀性、织构等密切相关。因此，在钛合金研制和生产过程中，除组织和常规性能外，对超声
探伤杂波水平也应重点关注。
目前，国内制造叶片用TC4钛合金棒材的热加工工艺主要有精锻和轧制，但对2种加工方式下TC4钛合金棒材
组织和性能(包括超声探伤杂波)的综合对比研究较少。为此，对比分析了精锻和轧制2种加工方式下叶片用
TC4钛合金棒材的组织与性能，并研究了精锻温度和变形量对棒材组织与性能的影响，以期为优化热加工工
艺，制备满足GJB494Ａ-2008要求的叶片用TC4钛合金棒材提供参考。
1、实验
1.1实验材料
实验材料为经3次真空自耗电弧熔炼(VAR)＋多火次墩拔锻造制备的φ95mmTC4钛合金棒坯。棒坯β相转变温
度为995℃，化学成分如表1所示。棒坯横向组织由初生等轴α相和β转变组织组成，为典型的双态组织，初
生等轴α相含量超过65％，如图1所示。
1.2方法与设备
将φ95mmTC4钛合金棒坯切割成等长度的棒料，按照表2方案进行锻造试验:①在940℃分别进行两火精锻、一
火精锻＋一火轧制和两火轧制，得到规格为φ30mm的成品TC4钛合金棒材(中间道次规格均为φ55mm)；②分
别在920、960℃进行两火精锻试验，得到规格为φ30mm的成品TC4钛合金棒材；③分别在920、940、960℃进
行一火精锻试验，得到规格分别为φ50、φ65ｍｍ的成品TC4钛合金棒材。
沿成品TC4钛合金棒材横向Ｒ/2处
切取金相试样和力学性能试样。金相试样经磨抛后用腐蚀剂(HF、HNO3、ＨH2O体积比为1∶3∶6)浸蚀，采用
蔡司AxioVert Al倒立式显微镜观察显微组织，利用Image-proplus5.0图像软件分析初生α相含量，每个试
样至少观察5个视场，取平均值。力学性能试样经800℃/1.5h/AC退火后，采用ZwickZ 330试验机进行室温拉
伸性能测试，采用ZwickZ 100试验机进行高温拉伸性能测试，采用ZｗｉｃｋＲＭＴ-Ｄ10(100ｋＮ)试验机
进行高温持久性能和蠕变性能测试。采用ＵSＰＣ7100型探伤仪进行水浸超声探伤检验，探头为ＩSS/G/Ｃ10
ＭＨZ，φ0.8mm平底孔。
2、结果与分析
2.1精锻和轧制棒材的组织与性能对比
图2是在940℃分别进行两火精锻、一火精锻＋一火轧制和两火轧制后得到的φ30mmTC4钛合金棒材的横、纵
向显微组织。从图2可以看出，棒材均为典型的双态组织，但不同加工方式获得的棒材α相含量、形态、尺
寸及分布存在一定差异。两火精锻棒材的初生α相含量约为65％，纵向α相拉长明显，精锻＋轧制和两火轧
制棒材的初生α相含量较低，分别约为55％和45％，但纵向等轴性更好。这是因为在相同的加热温度下，精
锻棒材较轧制棒材变形时间长，锻造过程中发生了明显的温降，而轧制棒材变形时间短、温升明显，实际变
形温度高于精锻棒材，导致轧制棒材纵向初生α相的等轴化程度更高。此外，精锻棒材的次生α相多呈碎点
状或扭曲的条状分布，而轧制棒材的次生α相多呈平直的长条状分布，这是由2种加工方式的特点决定的。
精锻变形道次间的持续时间长，两道次变形间隙会析出少量的次生α相，次生α相在下一道次的锻造过程中
会发生破碎，进而多呈碎点状或扭曲的条状分布，如图2ａ、2ｄ所示。而轧制变形速度快，组织中的次生α
相主要是在轧制变形结束后，在冷却过程中从β晶界、α/β相界或β晶粒内高能缺陷处形成的，且多呈平
直的集束状分布，如图2B、2ｅ所示。与精锻＋轧制工艺相比，两火轧制工艺的温升更为明显，导致成品组
织中初生等轴α相的含量较精锻＋轧制工艺更少，但次生α相的厚度更大，如图2ｃ、2ｆ所示。
两火精锻、
一火精锻＋一火轧制和两火轧制的φ30mmTC4钛合金棒材经800℃/1.5h/AC退火后的室温拉伸、高温拉伸、高
温持久和蠕变性能见表3。从表3可以看出，在相同热处理条件下，精锻和轧制棒材的室温拉伸塑性、高温持
久和蠕变性能差异较小，但精锻棒材的室温强度和高温强度明显高于轧制棒材。这是因为精锻棒材的初生α
相含量略高于轧制棒材，且次生α相多呈碎点状或扭曲的条状分布，晶粒细小，阻碍了位错运动，起到了细
晶强化的作用。
表4是在940℃分别进行两火精锻、一火精锻＋一火轧制、两火轧制后得到的φ30mmTC4钛合
金棒材的超声探伤杂波水平。
从表4可以看出，两火精锻棒材的探伤杂波水平为φ0.8mm-(9~12)ｄB，精锻＋轧制、两火轧制棒材的探伤杂
波水平均为φ0.8mm-(12~16)ｄB，小于两火精锻棒材。这是因为轧制棒材初生α相含量低，次生α相的集束
尺寸增加，相界面取向差减小，组织更加均匀，故探伤杂波水平低。从图2也可以看出，精锻棒材的等轴α
相分布不均匀，存在α相聚集现象，导致超声波信号散射加剧，探伤杂波水平高于轧制棒材。
从以上组织、
性能和超声探伤杂波水平的分析可知，精锻和轧制方式制备的棒材各有特点，除超声探伤杂波水平稍高外，
精锻棒材的室温强度和高温强度优势明显。因此，为进一步提高TC4钛合金精锻棒材的组织与性能匹配，开
展了精锻温度和变形量对TC4钛合金棒材组织与性能的影响研究。
2.2精锻温度和变形量对组织与性能的影响
图3是按照表2精锻方案，在不同温度下精锻得到的φ30、φ50、φ65mmTC4钛合金棒材的显微组织。从图3可
以看出，随着精锻温度的升高，棒材初生α相含量从920℃精锻时的约80％降低到940℃精锻时的约65％，当
精锻温度继续提高到960℃时初生α相含量不足50％，但碎点状或扭曲的条状α相含量逐渐增多。这是因为
精锻温度的升高加剧了初生α相转变[8]，使锻造过程中形成的碎点状或扭曲的次生α相更多。从图3还可以
看出，对于相同规格的TC4钛合金棒材，精锻温度越高，初生α相的分布越均匀。相同变形温度下，精锻变
形量越大，棒材组织越细小，α相发生扭曲和聚集的不均匀现象也更为明显。
图4是在不同温度下精锻得到
的不同规格TC4钛合金棒材经800℃/1.5h/AC退火后的室温拉伸和高温拉伸性能。从图4ａ、4ｃ可以看出，精锻温度越低、变形量越大，棒材的室温拉伸和高温拉伸强
度也越高，这与组织中初生α相和次生α相的含量和形态有关。经920℃精锻后的φ30mm棒材，初生α相含
量高，次生α相破碎明显且多呈碎点状分布，其室温拉伸和高温拉伸强度最高。随着精锻温度的升高，初生
等轴α相的含量逐渐减少，呈碎点状或扭曲条状的次生α相含量逐渐提高，但在800℃/1.5h/AC退火条件下
，次生α相的形貌并未发生明显变化，因此影响棒材室温拉伸和高温拉伸强度的主要因素还是初生等轴α相
的含量。在相同的精锻温度下，精锻变形量越大，晶粒尺寸越小，
棒材累积的位错密度越高，对应的强度也越高。此外，精锻温度和变形量对TC4钛合金棒材的塑性影响并不
明显，如图4B所示。
表5是在不同温度下精锻得到的不同规格TC4钛合金棒材的超声探伤杂波水平。从表5可
以看出，920~960℃精锻的φ30mmTC4钛合金棒材的探伤杂波水平为φ0.8mm-(9~12)ｄB，φ50mm棒材的探伤
杂波水平为φ0.8mm-(12~16)ｄB，可见相同精锻温度下φ50mm棒材的探伤杂波水平低于φ30mm棒材。920℃
精锻的φ65mmTC4钛合金棒材探伤杂波水平为φ0.8mm-(12~16)ｄB，但当精锻温度提高到940℃和960℃时，
探伤杂波水平都降低到φ0.8mm-(16~20)ｄB，说明相同规格的TC4钛合金棒材，随着精锻温度的提高，探伤
杂波水平逐渐降低，而精锻温度一定时，变形量越大，TC4钛合金棒材的探伤杂波水平越高。这是因为超声
波探伤杂波的变化与TC4钛合金棒材组织中初生α相和次生α相的含量、尺寸和分布情况均有关。精锻温度
越高，精锻变形量越小，TC4钛合金棒材初生α相的含量低且等轴性好，次生α相的含量高且片层较平直，
整体组织均匀性越好，超声波探伤时信号散射越小，杂波水平越低。
从以上分析结果可知，随着精锻温度的升高，TC4钛合金棒材的探伤杂波水平逐渐减小。但精锻温度的提高
会导致初生α相含量降低(会对成品叶片的疲劳性能产生不利影响[9])，室温拉伸和高温拉伸强度下降。因
此，针对叶片用TC4钛合金棒材，当精锻温度为940℃时，棒材的探伤杂波水平可以达到φ0.8mm-9ｄB以下，
初生α相含量可以达到65％左右，性能保持在较高水平，整体组织、性能匹配较好。
3、结论
(1)与轧制工艺相比，精锻工艺制备的TC4钛合金棒材室温拉伸和高温拉伸强度优势明显，但超声探伤杂波水
平稍高。
(2)随着精锻温度升高，TC4钛合金棒材的初生等轴α相含量逐渐减少，室温拉伸和高温拉伸强度下降，但超
声探伤杂波水平逐渐减小。随着精锻变形量增大，棒材晶粒尺寸逐渐减小，室温拉伸和高温拉伸强度逐渐提
高，但组织均匀性变差，超声探伤杂波水平增大。
(3)精锻温度选用940℃时，TC4钛合金棒材的组织和性能匹配较好。
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相关链接
