隨著現(xiàn)代飛機和武器裝備對材料性能要求的不斷提升, 傳統(tǒng)鋼材已經(jīng)無法滿足其使用要求。 鈦合金具有高的比強度、優(yōu)良的耐蝕性、良好的高溫性能等一系列優(yōu)點, 已被越來越多的應(yīng)用于航空航天、武器裝備等領(lǐng)域[1-3] 。
TB6鈦合金(Ti-10V-2Fe-3Al)是一種典型的近β型鈦合金[4,5] , 具有高強度、高斷裂韌性、深淬透性和強抗應(yīng)力腐蝕能力等特點, 在航空工業(yè)中得到廣泛應(yīng)用。 此外, 該合金還具有相變點低、鍛造溫度低和流動應(yīng)力低等優(yōu)點, 相比其他牌號的高強鈦合金更容易鍛造成形[6 -9] , 更適宜采用等溫鍛造。 經(jīng)鍛造后的TB6鈦合金在制成零件前, 需要根據(jù)零件性能要求進行固溶和時效處理。 實際生產(chǎn)中, 鈦合 金鍛件鍛造完成后需要空冷至室溫再進行固溶和時效, 而固溶溫度和等溫鍛造的鍛造溫度相近, 因此,本研究將等溫鍛造完成后的TB6鈦合金直接進行水淬+時效處理, 并與鍛造完成后空冷至室溫再進行固溶+ 時效處理的鍛件性能進行對比, 研究等溫鍛造后熱處理工藝對TB6鈦合金組織與性能的影響,以期為后續(xù)熱處理工藝改進提供參考。
1、實驗
實驗材料取自北京航空材料研究院鈦合金研究所熔煉的φ330mmTB6鈦合金鑄錠。 該鑄錠以海綿鈦和中間合金為原料, 經(jīng)過3次真空自耗熔煉而成,其β相變點為790℃, 化學成分見表1。
采用3000T快鍛機對鑄錠進行開坯、改鍛, 最后鍛造成?320mm的棒材。 在同一根棒材上截取2件尺寸為75mm×160mm×180mm的方形棒材(軸向為鍛壓方向)。 圖1 為TB6鈦合金方形棒材的原始組織。 可以看出, 該棒材組織的β基體上均勻分布著等軸初生α相, 為等軸組織。
將TB6鈦合金棒材和模具加熱至Tβ-30 ℃,在YH-1000 等溫鍛壓機上以一定速度進行等溫模鍛,2支棒材的鍛壓變形量均為50%。 第1支棒材鍛造完成后直接水淬, 在水中靜置30min, 然后進行時效處理, 時效溫度在510 ~560℃, 保溫8h后空冷,該鍛件標記為1#; 第2 支棒材鍛造完成后空冷, 然后進行固溶和時效處理, 固溶溫度為Tβ-30 ℃, 保溫2h后水淬, 時效制度與1# 鍛件相同, 該鍛件標記為2#。 分別從水淬后的1#鍛件和空冷后的2#鍛件上截取金相試樣, 采用Camscan ̄3100 掃描電鏡對顯微組織進行觀察對比; 2支鍛件時效后也分別截取金相試樣, 分析熱處理工藝對組織的影響。 采用英斯特朗電子萬能試驗機分別對熱處理后的1#和2# 鍛件橫、縱向拉伸性能及平面應(yīng)變斷裂韌度進行測試。
2、結(jié)果與分析
2.1 顯微組織分析
方形棒材的等溫鍛造變形過程等同于棒材的單向壓縮過程, 棒材變形過程中主要有3個變形區(qū)[10] ,分別為變形死區(qū)、大變形區(qū)和自由變形區(qū), 如圖2所示。 與上模、下模接觸的部分為Ⅰ區(qū), 該區(qū)域金屬變形時與模具產(chǎn)生橫向摩擦, 摩擦力阻礙金屬的橫向流動, 該區(qū)變形量小, 屬于變形死區(qū), 其組織與原始組織差別不大; 棒材的心部為Ⅱ區(qū), 金屬受壓過程, 心部的金屬流動受上模、下模約束, 所以金屬橫向向外擴展, 橫截面面積增大, 材料變形量大, 有利于組織的演變, 該區(qū)屬于大變形區(qū); 棒材的外緣部分為Ⅲ區(qū), 外緣金屬受到心部金屬的向外擠壓力, 橫向向外擴展變形產(chǎn)生鼓肚, 變形量介于變形死區(qū)和大變形區(qū)之間, 該區(qū)屬于自由變形區(qū)。
為便于組織觀察, 所有金相試樣均取自自由變形區(qū)。
圖3 為TB6鈦合金方棒鍛后水淬及鍛后空冷態(tài)的顯微組織。 從圖3 可知, 1# 鍛件鍛后直接水淬,其組織中晶粒存在明顯的邊界, β基體上沒有形成感生α相。 這主要是因為1# 鍛件在等溫鍛造過程產(chǎn)生大量的位錯, 生成高的畸變能, 并且在變形過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶, 使晶粒得到細化。 雖然位錯有利于合金元素擴散, 但水淬快速冷卻致使合金元素來不及進行重新分布, 所以β基體上沒有感生α相析出。
2#鍛件鍛后空冷, β基體上有感生α相形成, 晶粒沒有明顯的邊界。 這主要是由于空冷冷卻速度較慢,合金元素有足夠的時間進行擴散, 所以β基體上析出了感生α相。
圖4 為1# 和2# 鍛件時效后的顯微組織。 從圖4可知, 1#鍛件經(jīng)時效后β基體上析出混亂交織的次生α相, 2#鍛件經(jīng)時效后析出的次生α相具有明顯的方向性。
2.2 力學性能分析
表2 為TB6鈦合金棒經(jīng)熱處理后的橫、縱向拉伸性能。 由表2數(shù)據(jù)可知, 經(jīng)不同工藝熱處理后的1#和2#鍛件的拉伸性能差異不大, 都屬于高強度級別, 其中縱向抗拉強度都為1200MPa級別, 橫向抗拉強度都為1150MPa 級別, 塑性水平相當。
材料的力學性能由顯微組織決定。 TB6鈦合金方棒經(jīng)不同工藝熱處理后得到的拉伸力學性能相當, 這主要是因為其組織中初生α相的含量和尺寸、次生α相的含量和尺寸基本相同。
表3 為1#和2#鍛件時效后的平面應(yīng)變斷裂韌度。
由表3 可知, 1#鍛件的平面應(yīng)變斷裂韌度明顯高于2#鍛件, 這主要是由于熱處理工藝不同析出相的形 態(tài)和分布不同所致。 1#鍛件鍛后水淬過程有形變熱處理的作用, 形變熱處理能夠細化微觀組織,且水 淬時的快速冷卻能夠提高過冷度, 增加形核的質(zhì)點, 同時快速冷卻可抑制變形時產(chǎn)生的畸變能釋放,為后續(xù)的時效相變提供驅(qū)動力, 為馬氏體向條 狀α相轉(zhuǎn)變提供大量的結(jié)晶核心, 改變α相的析出機制, 從而得到混亂交織的次生α相[11] 。 2# 鍛件鍛后空冷, 冷卻速度緩慢, 材料有足夠的時間對產(chǎn)生的畸變能進行釋放, 因此β基體上析出短棒狀的感生α相, 并在后續(xù)的時效過程析出次生α相。 析出的感生α相和次生α相生長時都具有擇優(yōu)取向,排布具有一定的方向性。 平面應(yīng)變斷裂韌度值與析出相的形貌和排布方式有密切的關(guān)系, 析出相混亂交織, 能夠阻礙裂紋的擴展, 材料斷裂需要消耗更多的能量, 所以1#鍛件的平面應(yīng)變斷裂韌度高于2#鍛件。
綜上所述, TB6鈦合金等溫鍛造后, 采用直接水淬+ 時效的工藝制度替代空冷至室溫再進行固溶+時效的工藝制度, 不僅能夠縮短熱處理周期, 而且能夠提高合金的斷裂韌性。
3、結(jié)論
(1)TB6鈦合金等溫鍛后空冷, β基體上有感生α相生成; 等溫鍛后水淬, β基體上無感生α相生成。
(2) TB6鈦合金等溫鍛后直接水淬+ 時效析出的次生α相比鍛后空冷至室溫再進行固溶+ 時效析出的次生α相更加混亂, 具有更高的平面應(yīng)變斷裂韌度。
(3)TB6鈦合金等溫鍛后水淬+ 時效, 其強度和塑性與等溫鍛后空冷再經(jīng)固溶+ 時效的水平相當。
可用等溫鍛造后直接水淬+ 時效的工藝制度替代空冷至室溫再進行固溶+ 時效的工藝制度。
參考文獻
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相關(guān)鏈接
- 2018-03-25 航空鈦合金材料體系及鈦合金化特點