鈦及鈦合金具有高強(qiáng)度、耐腐蝕性、耐高溫以及無磁性等眾多優(yōu)異特性,是目前應(yīng)用十分廣泛的一種金屬材料[1－2]。通常情況下,鈦合金可分為三類,分別為α型鈦合金、α＋β型鈦合金、β型鈦合金,與α型、α＋β型鈦合金相比,β型鈦合金具有更高的強(qiáng) 度,尤其是經(jīng)熱處理加工后,該合金可獲得強(qiáng)度、韌性與抗疲勞性能優(yōu)異的匹配[3]。同時(shí),因?yàn)棣滦外伜辖鸬睦浼庸ば阅苁謨?yōu)異,在航天飛機(jī)的結(jié)構(gòu)件、發(fā)動(dòng)機(jī)配件以及承重件等器件中具有廣泛的使用,因此近年來,β型鈦合金在航天航空領(lǐng)域的發(fā)展十分迅速[４－5]。

目前常見β型鈦合金主要有TB5、TC18以及TiＧ5553等[6],由于這些合金強(qiáng)度不夠高,且強(qiáng)塑性匹配一般,無法滿足快速發(fā)展的航空工業(yè)需求。在此背景下,國內(nèi)自主研發(fā)了一種新型高強(qiáng)高塑鈦合金TB15(即Ti655４)[７],該合金屬于亞穩(wěn)定型β鈦合金,通過合理的熱處理強(qiáng)化,可使其具有優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配。因此,在飛機(jī)起落架、飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)掛架、大型飛機(jī)主承力框、主承力梁以及重型直升機(jī)中央翼等關(guān)鍵承力構(gòu)件都廣泛的使用該合金,同時(shí)也可用于制作汽車剎車片、手機(jī)螺絲以及螺母等器件,其有十分廣闊的應(yīng)用前景[8－９],并引領(lǐng)了國內(nèi)高強(qiáng)高韌鈦合金的發(fā)展方向[10]。

雖然目前對(duì)該合金做了較多的研究,但均以小規(guī)格棒材研究為主,對(duì)大規(guī)格棒材的研究鮮有報(bào)道,故本文選取直徑為７50mm的超大規(guī)格TB15棒材,結(jié)合該合金的生產(chǎn)制造工藝,并制定合理的熱處理制度,以實(shí)現(xiàn)該合金強(qiáng)塑性的合理匹配,為制備大型飛機(jī)結(jié)構(gòu)件及重型直升機(jī)結(jié)構(gòu)件打下堅(jiān)實(shí)基礎(chǔ),進(jìn)而推動(dòng)航空工業(yè)發(fā)展。

1、試驗(yàn)材料與方法

本次試驗(yàn)為采用真空自耗電弧爐(VAR)熔煉三次而制成的TB15鈦合金10T超大規(guī)格鑄錠,鑄錠規(guī)格為Ф1020mm×2650mm(圖1a),采用ICP測(cè)定鑄錠的化學(xué)成分為5.5％Cr,5.1％Mo,5.0％V,4.1％Al,0.07％Fe,0。02％C,0.01％N,0.002％H,0.066％O,余量Ti。采用連續(xù)升溫金相法得到鑄錠的相變點(diǎn)為793℃。

由于鑄錠開坯在單相區(qū)進(jìn)行,變形過程較易實(shí)現(xiàn),而兩相區(qū)變形較難,主要是變形抗力大,特別是為實(shí)現(xiàn)均勻變形,增加變形量時(shí),過程很困難,既需要大噸位壓機(jī),又需要合理的工藝設(shè)計(jì),方能實(shí)現(xiàn)超大規(guī)格高強(qiáng)鈦合金棒材鍛造,并獲得均勻組織。故本試驗(yàn)使用德國進(jìn)口萬噸快鍛機(jī)對(duì)鑄錠進(jìn)行鍛造加工,其開坯鍛造在單相區(qū)進(jìn)行,變形量控制在80％以上,兩相區(qū)鍛造以７5％和85％兩種變形量鍛造為 主,最后制出規(guī)格為Ф770mm×2000mm的棒材(圖1b)。隨后經(jīng)去除氧化皮、精加工以及拋光等工序,制成成品規(guī)格為Ф７50mm棒材。并采用超聲探傷法對(duì)棒材進(jìn)行超聲檢測(cè),檢查棒材組織均勻性和冶金質(zhì)量。在大量研究的基礎(chǔ)上[11－15],分別制定了兩種熱處理方案進(jìn)行加熱處理,具體熱處理制度為:(830℃、8７0℃)×1h/AC＋560℃×8h/AC(AC表示室溫冷卻),對(duì)加熱完成后的棒材進(jìn)行加工取 樣,分別觀察其微觀組織,測(cè)試合金的拉伸性能,為保證試驗(yàn)的一致性,拉伸測(cè)試取棒材縱向方向(L向)。 鍛造加工采用德國進(jìn)口萬噸快鍛機(jī),最大墩粗力可達(dá)10MN,每秒可達(dá)60~120次鍛壓,配合壓機(jī)的60T的有軌操作機(jī)。使用型號(hào)為ZWICK萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試,金相組織使用OLYMPUSGX７1型金相顯微鏡觀察,使用JEOLJSMＧ6４80掃描電鏡進(jìn)行高倍以及斷口微觀形貌觀察,使用SONATESTMS380無損檢測(cè)儀對(duì)棒材進(jìn)行探傷檢測(cè)。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1　探傷分析

對(duì)棒材進(jìn)行探傷分析,圖2為超聲波探傷波形圖,表1為棒材超聲探傷結(jié)果,其中Δd為整支棒材的底波噪聲差異,可以發(fā)現(xiàn),對(duì)于長(zhǎng)度達(dá)2000mm的棒材來說,雜波能穩(wěn)定達(dá)到GB51９3ＧB級(jí)水平,說明棒材的內(nèi)部組織均勻性較好。

參考目前鈦合金鍛棒標(biāo)準(zhǔn),超大規(guī)格的產(chǎn)品較少,某航空用大規(guī)格棒材標(biāo)準(zhǔn)中,TC4鈦合金最大無損檢測(cè)的規(guī)格至Ф508mm,為GB5193ＧB級(jí)要求。但因?yàn)棣滦外伜辖鸷辖鸹潭容^高,變形抗力大、晶粒難破碎導(dǎo)致雜波高,同等規(guī)格下β型鈦合金要低于α＋β型鈦合金與α型鈦合金雜波水平。對(duì)于生產(chǎn)難度極大的超大規(guī)格TB15鈦合金來說,本試驗(yàn)所用棒材的探傷結(jié)果可與大規(guī)格TC4鈦合金相當(dāng),因此可見,此棒材均勻一致性極高,達(dá)到業(yè)內(nèi)先進(jìn)水平。

2.2　組織分析

圖3為棒材邊部、R/2部以及心部的金相組織,由圖3可知,組織為大量初生α相均勻分布在基體上,其晶粒十分細(xì)小且均勻,α相形貌為等軸狀形態(tài)。同時(shí),棒材心部晶粒較邊部略大,這是因?yàn)榘舨囊?guī)格較大,在鍛造加工過程中,其心部的溫度較邊部相比下降的較慢,導(dǎo)致心部溫度略高,在熱能的作用下,心部晶粒長(zhǎng)大所致。棒材在塑性變形過程中,隨著不斷增加的變形量,原始鑄錠中粗大晶粒在外應(yīng)力作用下,會(huì)產(chǎn)生變形甚至發(fā)生破碎,晶粒會(huì)順著棒材形變的方向被拉長(zhǎng),同時(shí)發(fā)生扭曲變形,其破碎的小晶粒會(huì)沿著形變方向進(jìn)行排列。當(dāng)棒材的變形量達(dá)到一定數(shù)值時(shí),其內(nèi)部會(huì)有帶狀組織形成,在隨后的塑性變形以及加熱過程中,組織內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生再結(jié)晶,最終形成等軸狀α小晶粒[11]。

選擇棒材R/2部進(jìn)行熱處理試驗(yàn),圖４為合金經(jīng)不同熱處理制度處理后顯微組織,由圖４可見,合金經(jīng)兩種不同熱處理制度處理后,其顯微組織形態(tài)均以粗大的β晶粒為主,β晶粒內(nèi)部析出大量彌散分布的細(xì)小α相。因?yàn)門B15鈦合金的中β穩(wěn)定元素含量較高,約為15.４％,通過計(jì)算,其Mo當(dāng)量達(dá)到13.９5,這就導(dǎo)致該合金在普通的空冷條件下,就可讓組織中的高溫β相保留,最終形成過飽和固溶體。兩種工藝對(duì)比來說,圖４b中β晶粒度較圖４a相比,其晶粒尺寸較大,這是因?yàn)閳D４b的組織經(jīng)歷的固溶溫度更高,較高的溫度會(huì)導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大更明顯[12]。

合金在固溶處理后,其組織內(nèi)部會(huì)形成大量亞穩(wěn)定相,在經(jīng)隨后的時(shí)效處理過程中,β晶粒內(nèi)部在固溶階段形成的大量亞穩(wěn)定相會(huì)在晶界處析出大量取向隨機(jī)的次生α相,其形貌為薄片層狀,同時(shí)晶內(nèi)也會(huì)析出大量均勻彌散的次生α相[13－1４]。

2.3　拉伸性能

圖5為合金經(jīng)不同熱處理制度處理后的拉伸性能,可以發(fā)現(xiàn),合金的強(qiáng)度與塑性均較高,具有良好的強(qiáng)塑性匹配,且隨著固溶溫度的升高,合金的強(qiáng)度與塑性均有所升高,但塑性升高的幅度較低,相比之下,合金經(jīng)870℃/1h,AC＋560℃/8h,AC處理后,其各項(xiàng)拉伸性能達(dá)到最佳值,為最佳熱處理制度,此時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)為1257MPa,屈服強(qiáng)度(Rp0.2)為1168MPa,斷后伸長(zhǎng)率(A)為8％,斷面收縮率(Z)為1４％。

合金經(jīng)時(shí)效處理后,組織中會(huì)析出大量次生α相,在進(jìn)行拉伸時(shí),組織內(nèi)部的位錯(cuò)在滑移到次生α相時(shí),因?yàn)槠涫旨?xì)小且大量交錯(cuò)分布,會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)不能快速分散,形成位錯(cuò)塞積,導(dǎo)致合金強(qiáng)度增加[15]。因?yàn)閳D４b中的β晶粒較圖４a中尺寸更大,同時(shí)在晶界位置析出更多的次生α相,導(dǎo)致晶界位置形成的應(yīng)力集中更大,使得該組織的強(qiáng)度更大。

又因?yàn)門B15鈦合金的中β穩(wěn)定元素含量較高,在熱處理完成后,其組織中存在較多的β相,因?yàn)棣孪酁轶w心立方結(jié)構(gòu),其相比與密排六方結(jié)構(gòu)的α相,具有更多的滑移系,會(huì)協(xié)調(diào)組織的塑性變形,導(dǎo)致合金具有良好的塑性性能[16]。

2.４　斷口微觀形貌

圖6為合金經(jīng)不同熱處理制度處理后斷口微觀形貌,由圖6可知,兩種熱處理制度下合金的斷口微觀形貌總體相似,均以巖石狀形貌為主,同時(shí)存在大量細(xì)小等軸狀韌窩分布在其表面,并可見明顯的撕裂棱,存在β晶界。這是由于經(jīng)兩種制度的熱處理后,組織均以包含粗大β晶粒,試樣在拉伸過程中,由于粗大β晶粒本身的具有較差協(xié)調(diào)性,在拉伸過程中易產(chǎn)生脆性斷裂,故形成巖石狀形貌。因?yàn)槔? 伸時(shí),組織中產(chǎn)生的裂紋并非在α相中形成,而是出現(xiàn)在發(fā)生塑性變形的β晶粒中,在拉伸不斷進(jìn)行的過程中,其組織中會(huì)產(chǎn)生大量微孔,在微孔不斷長(zhǎng)大以及增加的過程中,微孔會(huì)接觸相連,最終形成細(xì)小的韌窩分布在斷口表面[1７]。由于斷口形貌中韌窩的數(shù)量以及尺寸能體現(xiàn)出合金塑性的大小,雖然圖6的形貌以巖石狀為主,但由于存在大量細(xì)小的韌窩,表明合金具有一定的塑性,這與合金的拉伸性能相符合。

3、結(jié)論

(1)經(jīng)探傷分析,原始棒材的雜波能穩(wěn)定達(dá)到GB5193ＧB級(jí)水平,其邊部、R/2部以及心部的金相組織包含大量初生α相,其晶粒十分細(xì)小且均勻,α相形貌為等軸狀形態(tài)。

(2)經(jīng)不同熱處理制度處理后,顯微組織均以粗大的β晶粒為主,β晶粒內(nèi)部析出大量彌散分布的細(xì)小α相。

(3)經(jīng)不同熱處理制度處理后,合金的強(qiáng)度與塑性均較高,具有良好的強(qiáng)塑性匹配,且隨著固溶溫度的升高,合金的強(qiáng)度與塑性均有所升高,但塑性升高的幅度較低,相比之下,合金最佳熱處理制度為870℃/1h,AC＋560℃/8h,AC。

(４)兩種熱處理制度下合金的斷口微觀形貌總體相似,均以巖石狀形貌為主,同時(shí)存在大量細(xì)小等軸狀韌窩分布在其表面,并可見明顯的撕裂棱,存在β晶界。

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