钛及钛合金具有高强度、耐腐蚀性、耐高温以及无磁性等众多优异特性,是目前应用十分广泛的一种金属材料[1－2]。通常情况下,钛合金可分为三类,分别为α型钛合金、α＋β型钛合金、β型钛合金,与α型、α＋β型钛合金相比,β型钛合金具有更高的强 度,尤其是经热处理加工后,该合金可获得强度、韧性与抗疲劳性能优异的匹配[3]。同时,因为β型钛合金的冷加工性能十分优异,在航天飞机的结构件、发动机配件以及承重件等器件中具有广泛的使用,因此近年来,β型钛合金在航天航空领域的发展十分迅速[４－5]。

目前常见β型钛合金主要有TB5、TC18以及TiＧ5553等[6],由于这些合金强度不够高,且强塑性匹配一般,无法满足快速发展的航空工业需求。在此背景下,国内自主研发了一种新型高强高塑钛合金TB15(即Ti655４)[７],该合金属于亚稳定型β钛合金,通过合理的热处理强化,可使其具有优异的强塑性匹配。因此,在飞机起落架、飞机发动机挂架、大型飞机主承力框、主承力梁以及重型直升机中央翼等关键承力构件都广泛的使用该合金,同时也可用于制作汽车刹车片、手机螺丝以及螺母等器件,其有十分广阔的应用前景[8－９],并引领了国内高强高韧钛合金的发展方向[10]。

虽然目前对该合金做了较多的研究,但均以小规格棒材研究为主,对大规格棒材的研究鲜有报道,故本文选取直径为７50mm的超大规格TB15棒材,结合该合金的生产制造工艺,并制定合理的热处理制度,以实现该合金强塑性的合理匹配,为制备大型飞机结构件及重型直升机结构件打下坚实基础,进而推动航空工业发展。

1、试验材料与方法

本次试验为采用真空自耗电弧炉(VAR)熔炼三次而制成的TB15钛合金10T超大规格铸锭,铸锭规格为Ф1020mm×2650mm(图1a),采用ICP测定铸锭的化学成分为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。采用连续升温金相法得到铸锭的相变点为793℃。

由于铸锭开坯在单相区进行,变形过程较易实现,而两相区变形较难,主要是变形抗力大,特别是为实现均匀变形,增加变形量时,过程很困难,既需要大吨位压机,又需要合理的工艺设计,方能实现超大规格高强钛合金棒材锻造,并获得均匀组织。故本试验使用德国进口万吨快锻机对铸锭进行锻造加工,其开坯锻造在单相区进行,变形量控制在80％以上,两相区锻造以７5％和85％两种变形量锻造为 主,最后制出规格为Ф770mm×2000mm的棒材(图1b)。随后经去除氧化皮、精加工以及抛光等工序,制成成品规格为Ф７50mm棒材。并采用超声探伤法对棒材进行超声检测,检查棒材组织均匀性和冶金质量。在大量研究的基础上[11－15],分别制定了两种热处理方案进行加热处理,具体热处理制度为:(830℃、8７0℃)×1h/AC＋560℃×8h/AC(AC表示室温冷却),对加热完成后的棒材进行加工取 样,分别观察其微观组织,测试合金的拉伸性能,为保证试验的一致性,拉伸测试取棒材纵向方向(L向)。 锻造加工采用德国进口万吨快锻机,最大墩粗力可达10MN,每秒可达60~120次锻压,配合压机的60T的有轨操作机。使用型号为ZWICK万能试验机进行拉伸性能测试,金相组织使用OLYMPUSGX７1型金相显微镜观察,使用JEOLJSMＧ6４80扫描电镜进行高倍以及断口微观形貌观察,使用SONATESTMS380无损检测仪对棒材进行探伤检测。

2、试验结果与讨论

2.1　探伤分析

对棒材进行探伤分析,图2为超声波探伤波形图,表1为棒材超声探伤结果,其中Δd为整支棒材的底波噪声差异,可以发现,对于长度达2000mm的棒材来说,杂波能稳定达到GB51９3ＧB级水平,说明棒材的内部组织均匀性较好。

参考目前钛合金锻棒标准,超大规格的产品较少,某航空用大规格棒材标准中,TC4钛合金最大无损检测的规格至Ф508mm,为GB5193ＧB级要求。但因为β型钛合金合金化程度较高,变形抗力大、晶粒难破碎导致杂波高,同等规格下β型钛合金要低于α＋β型钛合金与α型钛合金杂波水平。对于生产难度极大的超大规格TB15钛合金来说,本试验所用棒材的探伤结果可与大规格TC4钛合金相当,因此可见,此棒材均匀一致性极高,达到业内先进水平。

2.2　组织分析

图3为棒材边部、R/2部以及心部的金相组织,由图3可知,组织为大量初生α相均匀分布在基体上,其晶粒十分细小且均匀,α相形貌为等轴状形态。同时,棒材心部晶粒较边部略大,这是因为棒材规格较大,在锻造加工过程中,其心部的温度较边部相比下降的较慢,导致心部温度略高,在热能的作用下,心部晶粒长大所致。棒材在塑性变形过程中,随着不断增加的变形量,原始铸锭中粗大晶粒在外应力作用下,会产生变形甚至发生破碎,晶粒会顺着棒材形变的方向被拉长,同时发生扭曲变形,其破碎的小晶粒会沿着形变方向进行排列。当棒材的变形量达到一定数值时,其内部会有带状组织形成,在随后的塑性变形以及加热过程中,组织内部会产生再结晶,最终形成等轴状α小晶粒[11]。

选择棒材R/2部进行热处理试验,图４为合金经不同热处理制度处理后显微组织,由图４可见,合金经两种不同热处理制度处理后,其显微组织形态均以粗大的β晶粒为主,β晶粒内部析出大量弥散分布的细小α相。因为TB15钛合金的中β稳定元素含量较高,约为15.４％,通过计算,其Mo当量达到13.９5,这就导致该合金在普通的空冷条件下,就可让组织中的高温β相保留,最终形成过饱和固溶体。两种工艺对比来说,图４b中β晶粒度较图４a相比,其晶粒尺寸较大,这是因为图４b的组织经历的固溶温度更高,较高的温度会导致晶粒长大更明显[12]。

合金在固溶处理后,其组织内部会形成大量亚稳定相,在经随后的时效处理过程中,β晶粒内部在固溶阶段形成的大量亚稳定相会在晶界处析出大量取向随机的次生α相,其形貌为薄片层状,同时晶内也会析出大量均匀弥散的次生α相[13－1４]。

2.3　拉伸性能

图5为合金经不同热处理制度处理后的拉伸性能,可以发现,合金的强度与塑性均较高,具有良好的强塑性匹配,且随着固溶温度的升高,合金的强度与塑性均有所升高,但塑性升高的幅度较低,相比之下,合金经870℃/1h,AC＋560℃/8h,AC处理后,其各项拉伸性能达到最佳值,为最佳热处理制度,此时合金的抗拉强度(Rm)为1257MPa,屈服强度(Rp0.2)为1168MPa,断后伸长率(A)为8％,断面收缩率(Z)为1４％。

合金经时效处理后,组织中会析出大量次生α相,在进行拉伸时,组织内部的位错在滑移到次生α相时,因为其十分细小且大量交错分布,会导致位错不能快速分散,形成位错塞积,导致合金强度增加[15]。因为图４b中的β晶粒较图４a中尺寸更大,同时在晶界位置析出更多的次生α相,导致晶界位置形成的应力集中更大,使得该组织的强度更大。

又因为TB15钛合金的中β稳定元素含量较高,在热处理完成后,其组织中存在较多的β相,因为β相为体心立方结构,其相比与密排六方结构的α相,具有更多的滑移系,会协调组织的塑性变形,导致合金具有良好的塑性性能[16]。

2.４　断口微观形貌

图6为合金经不同热处理制度处理后断口微观形貌,由图6可知,两种热处理制度下合金的断口微观形貌总体相似,均以岩石状形貌为主,同时存在大量细小等轴状韧窝分布在其表面,并可见明显的撕裂棱,存在β晶界。这是由于经两种制度的热处理后,组织均以包含粗大β晶粒,试样在拉伸过程中,由于粗大β晶粒本身的具有较差协调性,在拉伸过程中易产生脆性断裂,故形成岩石状形貌。因为拉 伸时,组织中产生的裂纹并非在α相中形成,而是出现在发生塑性变形的β晶粒中,在拉伸不断进行的过程中,其组织中会产生大量微孔,在微孔不断长大以及增加的过程中,微孔会接触相连,最终形成细小的韧窝分布在断口表面[1７]。由于断口形貌中韧窝的数量以及尺寸能体现出合金塑性的大小,虽然图6的形貌以岩石状为主,但由于存在大量细小的韧窝,表明合金具有一定的塑性,这与合金的拉伸性能相符合。

3、结论

(1)经探伤分析,原始棒材的杂波能稳定达到GB5193ＧB级水平,其边部、R/2部以及心部的金相组织包含大量初生α相,其晶粒十分细小且均匀,α相形貌为等轴状形态。

(2)经不同热处理制度处理后,显微组织均以粗大的β晶粒为主,β晶粒内部析出大量弥散分布的细小α相。

(3)经不同热处理制度处理后,合金的强度与塑性均较高,具有良好的强塑性匹配,且随着固溶温度的升高,合金的强度与塑性均有所升高,但塑性升高的幅度较低,相比之下,合金最佳热处理制度为870℃/1h,AC＋560℃/8h,AC。

(４)两种热处理制度下合金的断口微观形貌总体相似,均以岩石状形貌为主,同时存在大量细小等轴状韧窝分布在其表面,并可见明显的撕裂棱,存在β晶界。

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