TC18鈦合金鍛件生產(chǎn)研究

文／劉衛(wèi)，閆贊飛·西安三角防務股份有限公司

TC18鈦合金鍛件生產(chǎn)研究

文／劉衛(wèi)，閆贊飛·西安三角防務股份有限公司

采用兩種準β鍛造工藝生產(chǎn)TC18鈦合金鍛件，結(jié)果表明：準β鍛造溫度和改鍛速度影響TC18鈦合金鍛件網(wǎng)籃組織中次生α的大小、形態(tài)。準β鍛造溫度可以使TC18鈦合金鍛件的斷裂韌性得到很大改善。

TC18鈦合金是一種高強度、高韌性的近β鈦合金，其名義化學成分為 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，適用于制造飛機機身以及起落架結(jié)構(gòu)中的各種大型鍛件。鈦合金可通過壓力加工（鍛造、軋制）與熱處理結(jié)合起來的工藝獲得優(yōu)良的組織和綜合性能。TC18鈦合金鍛造一般采用準β鍛造工藝，這種工藝適用于制造大型的并要求高斷裂韌性的零件。準β鍛造工藝是將鈦合金在相變點以上一定范圍內(nèi)加熱保溫，然后在相變點以下進行較大的變形并空冷，獲得較高斷裂韌性及較好的綜合性能的網(wǎng)籃組織。為了獲得編織均勻的網(wǎng)籃組織，而又保證原始β晶界充分破碎，獲得較優(yōu)的強度、塑性和韌性的匹配，我公司采用了兩種準β鍛造工藝制造某型號大型模鍛件。

材料及工藝方法

TC18鈦合金原材料采用φ400mm直徑規(guī)格的棒材，其化學成分見表1。圖1為TC18鈦合金原材料的高、低倍相片，TC18鈦合金高倍為典型的等軸組織，無連續(xù)平直的α網(wǎng)格。低倍為模糊晶組織，無氣孔、縮孔、分層等冶金缺陷。本文中TC18鈦合金原材料的相變點參照HB 6623.1-1992淬火金相法測得，將TC18鈦合金原材料組織中3%以下的初生α相的淬火溫度作為Tβ。

圖1 TC18鈦合金原材料相片

表1 TC18棒材化學成分（%）

工藝1的工藝流程為原材料→下料→自由鍛(改鍛、鍛荒) →模鍛（預鍛、準β鍛造）→熱處理。工藝2的工藝流程為原材料→下料→自由鍛(鍛荒)→模鍛（預鍛、準β鍛造）→熱處理。自由鍛、模鍛分別在我公司31.5MN快鍛機和400MN模鍛液壓機進行，熱處理在我公司均勻度為±5℃的臺車式熱處理爐進行。兩種工藝的自由鍛鍛造溫度均為Tβ-35℃，工藝1的改鍛速度為10mm/s，準β鍛造溫度為Tβ+18℃，工藝2的改鍛速度為15mm/s，準β鍛造溫度為Tβ+10℃，兩種工藝的變形量和火次均一致。兩種工藝的熱處理制度均為840℃，保溫180min，隨爐冷至760℃，保溫150min，空冷，然后加熱至620℃，保溫6h，空冷。

鍛造設備

31.5MN快鍛機是我公司主要設備之一（圖2），該設備采用預應力分體框架雙柱斜置上壓式結(jié)構(gòu)，可實現(xiàn)31.5MN、20MN、11.5MN等多種壓力運行模式。目前，我公司用該設備進行鈦合金、高溫合金、高強度鋼、鋁合金等材料大型自由鍛件的生產(chǎn)以及為各種模鍛件進行制坯、開坯和改鍛。大規(guī)格TC18鈦合金棒材的改鍛，要求鍛造設備不僅要有足夠的壓力，還要求設備具有較強的操控能力。31.5MN快鍛機滿足了鍛件大變形所需要的設備噸位，同時其精確的液壓控制也為改鍛控制壓下量和變形量提供了可靠保證。

圖2 31.5MN快鍛液壓機

400MN大型航空模鍛液壓機為我國獨立研制、開發(fā)、擁有核心技術(shù)的模鍛液壓機（圖3）。該設備采用清華大學具有自主知識產(chǎn)權(quán)的預應力鋼絲纏繞結(jié)構(gòu)和預應力剖分-坎合技術(shù)進行設計和制造。該設備具有剛性好、壓力穩(wěn)定、壓制速度快等特點，主要用于鋁合金、鈦合金、高溫合金、粉末合金、高強度合金鋼等難變形材料大型構(gòu)件的整體模鍛成形，特別適合大型TC18鈦合金鍛件準β鍛造變形所需要的巨大變形壓力及精確的變形速度要求。

圖3 400MN模鍛液壓機

試驗結(jié)果及討論

低倍組織

兩種工藝所得鍛件的低倍組織如圖4所示，低倍試樣均取于最終交付的TC18鈦合金鍛件相同位置，從低倍相片可以看出兩種工藝得到的TC18鈦合金鍛件低倍組織均為清晰晶組織，符合相關(guān)技術(shù)標準要求。工藝1自由鍛中的改鍛工序是為了改善原材料的組織與性能，使鍛件用料基本處于同一組織性能狀態(tài)。對比圖4兩種工藝的低倍圖片，可以看出工藝1與工藝2所得鍛件低倍組織均具有良好的組織均勻性。排除改鍛工序?qū)﹀懠M織的影響，工藝1與工藝2所得鍛件主要差異在于改鍛變形速度和準β鍛造溫度的不同。鍛件低倍組織取決于準β鍛造溫度，從圖4低倍相片可以看出，提高準β鍛造溫度，TC18鈦合金鍛件低倍組織的清晰度增加，晶粒變大。

圖4 TC18鍛件低倍組織

顯微組織

兩種工藝所得鍛件的顯微組織如圖5所示，顯微組織試樣均取于最終交付鍛件的相同位置。從圖5可以看出兩種工藝所得TC18鍛件的顯微組織均為相變點以上溫度鍛造得到的網(wǎng)籃組織，原始β晶粒和晶界α完全破碎，形成的片狀α交錯排列。對比兩種工藝不同位置處的顯微組織可以看出工藝1鍛件顯微組織中α更加薄更細，交織更緊密；工藝2組織中α比較短小，基本未交織并且形狀趨于球狀α。在相同變形量條件下，提高改鍛速度，有利于原始晶粒破碎，使得鈦合金組織細化。工藝2改鍛速度大于工藝1，導致最終顯微組織中鈦合金組織中α短小，交織程度降低。隨著鍛造溫度的升高，α層的厚度、長度及α相含量均增加。準β鍛造時，隨著鍛造溫度升高，長條的α不易被破碎，更易形成交織緊密的網(wǎng)籃組織。工藝2鍛件鍛造時由于鍛造溫度較低，長條的α被不同程度破碎，長度較短，所得網(wǎng)籃組織交織程度也較工藝1鍛件有所下降。

力學性能

兩種工藝所得鍛件的力學性能結(jié)果如圖6所示?？梢钥闯觯瑑煞N工藝所得鍛件力學性能中KIC的差異最為明顯，其他性能數(shù)據(jù)變化不大。網(wǎng)籃組織的鈦合金綜合性能良好，具有較好的強度和斷裂韌度。兩種工藝鍛件的抗拉強度均在1100MPa左右，最大值與最小值差值為61MPa，說明TC18合金鍛件的強度較均勻；但同時可以看出工藝1鍛件的抗拉強度（縱向、橫向）總體均低于工藝2鍛件的抗拉強度。通常情況下，合金組織越細小，相應的抗拉強度越高。工藝2鈦合金鍛件顯微組織中次生α片層較小，合金中β相的比例相應增大，使得合金強度升高。兩者差異不大則是因為工藝1鍛件顯微組織中次生α片層較大較長，加大了兩相間的界面面積，第二相強化效應增大，使得合金的強度在一定程度升高。

圖5 TC18鍛件顯微組織

圖6 力學性能結(jié)果

網(wǎng)籃組織中次生α片層縱橫交錯，可以不斷改變合金裂紋擴展方向，降低裂紋擴展速率，使合金的斷裂韌性得到提高。兩種工藝鍛件的KIC均大于60MPam1/2，工藝1鍛件的KIC值最大可達到101 MPam1/2。工藝1鍛件的KIC明顯高于工藝2鍛件，主要是受兩種工藝鍛件網(wǎng)籃組織的交織程度和疏密程度影響。在網(wǎng)籃組織中，裂紋沿α/β界面擴展，并隨片狀的取向不斷改變擴展方向。因此網(wǎng)籃組織的交織程度和疏密程度越好，路徑更加曲折，分枝更多，裂紋擴展所需能量越高，合金的斷裂韌性越好。

討論

對于鈦合金來說，相比改鍛速度，鍛造溫度對鍛件組織和力學性能的影響更大。對于TC18鈦合金來說，鍛件最終組織和性能取決于準β鍛造溫度。

本文兩種工藝TC18鈦合金鍛件低倍組織和顯微組織均受準β鍛造溫度的影響；準β鍛造溫度提高，TC18鈦合金鍛件的低倍晶粒增大，網(wǎng)籃組織中次生α交織緊密。力學性能由組織決定，不同組織形態(tài)的TC18鈦合金鍛件具有不同的力學性能。

本文兩種工藝TC18鈦合金鍛件均具有良好的綜合性能，兩種工藝鍛件的延伸率、沖擊韌性對于準β鍛造溫度的影響均不敏感。兩種工藝鍛件的抗拉強度變化不大，這與準β鍛造溫度改變了TC18鈦合金鍛件顯微組織中次生α的大小、形態(tài)及β相的比例有關(guān)。兩種工藝鍛件KIC值差異較大，差值最大為32.6MPam1/2，主要是因為提高準β鍛造溫度，大大增加了TC18鈦合金鍛件網(wǎng)籃組織的交織程度和疏密程度，使得合金的斷裂韌性有很大改善。

結(jié)論

⑴準β鍛造溫度和改鍛速度影響TC18鈦合金鍛件網(wǎng)籃組織中次生α的大小、形態(tài)。

⑵準β鍛造溫度可以使TC18鈦合金鍛件的斷裂韌性得到很大改善。