鈦及鈦合金具有高強度、耐腐蝕性、耐高溫以及無磁性等眾多優異特性,是目前應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 度,尤其是經熱處理加工后,該合金可獲得強度、韌性與抗疲勞性能優異的匹配[3]。同時,因為β型鈦合金的冷加工性能十分優異,在航天飛機的結構件、發動機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域的發展十分迅速[４－5]。

目前常見β型鈦合金主要有TB5、TC18以及TiＧ5553等[6],由于這些合金強度不夠高,且強塑性匹配一般,無法滿足快速發展的航空工業需求。在此背景下,國內自主研發了一種新型高強高塑鈦合金TB15(即Ti655４)[７],該合金屬于亞穩定型β鈦合金,通過合理的熱處理強化,可使其具有優異的強塑性匹配。因此,在飛機起落架、飛機發動機掛架、大型飛機主承力框、主承力梁以及重型直升機中央翼等關鍵承力構件都廣泛的使用該合金,同時也可用于制作汽車剎車片、手機螺絲以及螺母等器件,其有十分廣闊的應用前景[8－９],并引領了國內高強高韌鈦合金的發展方向[10]。

雖然目前對該合金做了較多的研究,但均以小規格棒材研究為主,對大規格棒材的研究鮮有報道,故本文選取直徑為７50mm的超大規格TB15鈦棒材,結合該合金的生產制造工藝,并制定合理的熱處理制度,以實現該合金強塑性的合理匹配,為制備大型飛機結構件及重型直升機結構件打下堅實基礎,進而推動航空工業發展。

1、試驗材料與方法

本次試驗為采用真空自耗電弧爐(VAR)熔煉三次而制成的TB15鈦合金10T超大規格鑄錠,鑄錠規格為Ф1020mm×2650mm(圖1a),采用ICP測定鑄錠的化學成分為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。采用連續升溫金相法得到鑄錠的相變點為793℃。

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

2、試驗結果與討論

2.1　探傷分析

對棒材進行探傷分析,圖2為超聲波探傷波形圖,表1為棒材超聲探傷結果,其中Δd為整支棒材的底波噪聲差異,可以發現,對于長度達2000mm的棒材來說,雜波能穩定達到GB51９3ＧB級水平,說明棒材的內部組織均勻性較好。

參考目前鈦合金鍛棒標準,超大規格的產品較少,某航空用大規格棒材標準中,TC4鈦合金最大無損檢測的規格至Ф508mm,為GB5193ＧB級要求。但因為β型鈦合金合金化程度較高,變形抗力大、晶粒難破碎導致雜波高,同等規格下β型鈦合金要低于α＋β型鈦合金與α型鈦合金雜波水平。對于生產難度極大的超大規格TB15鈦合金來說,本試驗所用棒材的探傷結果可與大規格TC4鈦合金相當,因此可見,此棒材均勻一致性極高,達到業內先進水平。

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,其晶粒十分細小且均勻,α相形貌為等軸狀形態。同時,棒材心部晶粒較邊部略大,這是因為棒材規格較大,在鍛造加工過程中,其心部的溫度較邊部相比下降的較慢,導致心部溫度略高,在熱能的作用下,心部晶粒長大所致。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力作用下,會產生變形甚至發生破碎,晶粒會順著棒材形變的方向被拉長,同時發生扭曲變形,其破碎的小晶粒會沿著形變方向進行排列。當棒材的變形量達到一定數值時,其內部會有帶狀組織形成,在隨后的塑性變形以及加熱過程中,組織內部會產生再結晶,最終形成等軸狀α小晶粒[11]。

選擇棒材R/2部進行熱處理試驗,圖４為合金經不同熱處理制度處理后顯微組織,由圖４可見,合金經兩種不同熱處理制度處理后,其顯微組織形態均以粗大的β晶粒為主,β晶粒內部析出大量彌散分布的細小α相。因為TB15鈦合金的中β穩定元素含量較高,約為15.４％,通過計算,其Mo當量達到13.９5,這就導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,這是因為圖４b的組織經歷的固溶溫度更高,較高的溫度會導致晶粒長大更明顯[12]。

合金在固溶處理后,其組織內部會形成大量亞穩定相,在經隨后的時效處理過程中,β晶粒內部在固溶階段形成的大量亞穩定相會在晶界處析出大量取向隨機的次生α相,其形貌為薄片層狀,同時晶內也會析出大量均勻彌散的次生α相[13－1４]。

2.3　拉伸性能

圖5為合金經不同熱處理制度處理后的拉伸性能,可以發現,合金的強度與塑性均較高,具有良好的強塑性匹配,且隨著固溶溫度的升高,合金的強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870℃/1h,AC＋560℃/8h,AC處理后,其各項拉伸性能達到最佳值,為最佳熱處理制度,此時合金的抗拉強度(Rm)為1257MPa,屈服強度(Rp0.2)為1168MPa,斷后伸長率(A)為8％,斷面收縮率(Z)為1４％。

合金經時效處理后,組織中會析出大量次生α相,在進行拉伸時,組織內部的位錯在滑移到次生α相時,因為其十分細小且大量交錯分布,會導致位錯不能快速分散,形成位錯塞積,導致合金強度增加[15]。因為圖４b中的β晶粒較圖４a中尺寸更大,同時在晶界位置析出更多的次生α相,導致晶界位置形成的應力集中更大,使得該組織的強度更大。

又因為TB15鈦合金的中β穩定元素含量較高,在熱處理完成后,其組織中存在較多的β相,因為β相為體心立方結構,其相比與密排六方結構的α相,具有更多的滑移系,會協調組織的塑性變形,導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,同時存在大量細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調性,在拉伸過程中易產生脆性斷裂,故形成巖石狀形貌。因為拉 伸時,組織中產生的裂紋并非在α相中形成,而是出現在發生塑性變形的β晶粒中,在拉伸不斷進行的過程中,其組織中會產生大量微孔,在微孔不斷長大以及增加的過程中,微孔會接觸相連,最終形成細小的韌窩分布在斷口表面[1７]。由于斷口形貌中韌窩的數量以及尺寸能體現出合金塑性的大小,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、結論

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

(2)經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晶粒內部析出大量彌散分布的細小α相。

(3)經不同熱處理制度處理后,合金的強度與塑性均較高,具有良好的強塑性匹配,且隨著固溶溫度的升高,合金的強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,同時存在大量細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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