鍛造設(shè)備對TA15鈦合金顯微組織及性能的影響研究

王 哲，何 健，張 帥，劉程程，郭明輝

（1.陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司，陜西 咸陽 713801；2.北京星航機(jī)電裝備有限公司，北京 100074）

0 引言

鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐蝕性好、良好的生物兼容性等優(yōu)點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶、醫(yī)療等領(lǐng)域[1-3]。TA15 鈦合金是一種高鋁當(dāng)量近α 合金，名義成分Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V，是我國科研人員在前蘇聯(lián)BT-20 基礎(chǔ)上改進(jìn)而成[4-6]。該合金兼有α 型和α+β 型鈦合金的優(yōu)點(diǎn)，如良好的熱加工性、熱強(qiáng)性和可焊接性，較高的室溫以及中溫強(qiáng)度，可在450～500 ℃長期使用，而被應(yīng)用于整體隔框、進(jìn)氣道格柵防護(hù)罩和中央翼下壁板等部件[7-8]。

航空結(jié)構(gòu)鈦合金主要采用鍛造為主的成型方式，近α 及α+β 型鈦合金在α+β 相區(qū)鍛造獲得的雙態(tài)組織具有優(yōu)異的綜合性能，其中變形量和變形溫度決定了初生α 相含量和體積分?jǐn)?shù)，鍛造和熱處理冷卻方式?jīng)Q定了β 轉(zhuǎn)變組織的形態(tài)[9-10]。近些年，國內(nèi)外對該合金進(jìn)行了深入的研究，張旺峰研究了TA15 鈦合金大型鍛件退火溫度和保溫時間對室溫和500 ℃高溫拉伸性能的影響關(guān)系[11]；曹京霞通過比較兩個(α+β)兩相區(qū)軋制的TA15 鈦合金環(huán)形件的顯微組織和力學(xué)性能，分析了兩個環(huán)形件的工藝控制特征及微觀組織對力學(xué)性能的影響[12]；徐文臣采用熱模擬壓縮試驗(yàn)研究了TA15 鈦合金的動態(tài)熱壓縮行為及其機(jī)理[13]；歐陽德來基于位錯理論探討了TA15 鈦合金在大應(yīng)變條件下的加工硬化率曲線及動態(tài)再結(jié)晶行為[14]。

目前，鍛造設(shè)備主要分為液壓和錘壓兩種，液壓機(jī)采用近靜壓方式進(jìn)行材料變形，而錘壓采用沖擊方式使材料獲得變形能，國內(nèi)外針對兩種鍛造方式對TA15 鈦合金組織及力學(xué)性能影響關(guān)系的研究鮮有報(bào)道。該合金淬透深度僅為15～20 mm，鍛件表面與中心組織和性能差異較大[15]。筆者針對某TA15 鈦合金自由鍛件力學(xué)性能偏低的問題，采用Deform 軟件分別進(jìn)行了TA15 鈦合金鍛件在液壓和錘擊兩種鍛造條件下的變形模擬，分析了不同變形參數(shù)下TA15 鈦合金顯微組織及力學(xué)性能的影響關(guān)系，為后續(xù)該類產(chǎn)品工藝設(shè)計(jì)提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用寶鈦集團(tuán)提供的經(jīng)三次真空自耗電弧熔煉的TA15 鈦合金鑄錠，鑄錠經(jīng)β 相區(qū)開坯和(α+β)相區(qū)鍛造成?200 mm 規(guī)格的棒材，化學(xué)成分見表1。該爐批[Mo]eq=3.39，[Al]eq=7.2，采用淬火金相法測得相變溫度995 ℃。

表1 TA15 鈦合金化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of TA15 titanium alloy%

圖1 為棒材顯微組織，可以看出，初生αp相分布于β 相基體上，初生αp相含量約55%，呈球狀或蠕蟲狀，形態(tài)均勻。

圖1 TA15 鈦合金棒材顯微組織Fig.1 Microstructure of TA15 titanium alloy bar

采用Deform 軟件對TA15 鈦合金不同鍛造設(shè)備變形過程進(jìn)行模擬，并采用?200 mm 規(guī)格TA15鈦合金棒材在100 MN 油壓機(jī)及400 kJ 對擊錘進(jìn)行鍛件生產(chǎn)，鍛后熱處理制度：850 ℃，2 h，AC，研究鍛造設(shè)備對其顯微組織及力學(xué)性能影響關(guān)系。具體模擬參數(shù)及鍛造工藝見表2。室溫拉伸試樣采用?13 mm×71 mm 標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在Instron 萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能檢測。金相試樣經(jīng)去除氧化層、預(yù)磨、拋光后，采用V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶2∶7 的Kroll 腐蝕液進(jìn)行侵蝕，顯微組織觀察采用Leica DMI3000M 金相顯微鏡進(jìn)行。

表2 TA15 鈦合金鍛件變形參數(shù)Table 2 The experiments conditions of TA15 titanium alloy forging deformation

2 結(jié)果與分析

2.1 采用Deform 模擬的TA15 鈦合金鍛件等效應(yīng)變

圖2 為采用Deform 軟件的錘擊模塊和液壓模塊對TA15 鈦合金變形模擬后等效應(yīng)變分布，TA15鈦合金等效應(yīng)變分布可分為三個區(qū)域，難變形區(qū)、易變形區(qū)以及小變形區(qū)。在相同變形量條件下，鍛件的最大等效應(yīng)變量差異較小。但三個區(qū)域等效應(yīng)變分布特征不同，采用錘擊模塊進(jìn)行模擬，鍛件大變形區(qū)靠近上模區(qū)域，而下模區(qū)域等效應(yīng)變較小。采用液壓設(shè)備參數(shù)條件進(jìn)行模擬，鍛件等效應(yīng)變沿厚度方向呈對稱分布，上下表層為小變形區(qū)(等效應(yīng)變≤0.1)，中心部位為大變形區(qū)(等效應(yīng)變≥0.5)。

圖2 TA15 鈦合金不同鍛造設(shè)備條件Deform 模擬等效應(yīng)變分布Fig.2 The deform simulate equivalent strain of TA15 titanium alloy at various deformation equipments

TA15 鈦合金在不同設(shè)備進(jìn)行鍛造后等效應(yīng)變分布特征不同，其主要原因在于，在液壓鍛造過程中，上下模具與鍛件持續(xù)接觸，鍛件與上下模具之間發(fā)生熱傳導(dǎo)現(xiàn)象，能量散失相同，因此等效應(yīng)變沿厚度呈對稱分布。而采用錘擊設(shè)備進(jìn)行鍛造，上模與鍛件進(jìn)行短暫接觸后立即分開，而下模與鍛件持續(xù)接觸，靠近上模部位熱量散失較小，變形過程中等效應(yīng)變較高，小變形區(qū)主要集中于靠近下模位置。

2.2 鍛造設(shè)備對TA15 鈦合金顯微組織的影響

圖3 為不同鍛造條件下TA15 鈦合金鍛件3D顯微組織。可以看出，顯微組織中球狀初生αp相和片狀α 相分布于β 相基體，初生αp相含量約25%，三個方向顯微組織差異較小。

圖3 不同鍛造設(shè)備條件下鍛件3D 顯微組織Fig.3 The 3 direction microstructure of TA15 titanium alloy at various deformation equipments

圖4 為不同鍛造設(shè)備條件下沿厚度方向不同等效應(yīng)變區(qū)域顯微組織，為避免鍛造過程中由于模具溫度較低對鍛件產(chǎn)生冷模組織對性能分析的偏差，鍛件表層位置取樣在距離下模具20 mm 處進(jìn)行，以及在鍛件沿厚度方向中心位置取樣?？梢钥闯?，經(jīng)400 kJ 對擊錘進(jìn)行鍛造后，表層20 mm 處(等效應(yīng)變0.2)顯微組織片層α 相細(xì)小且雜亂排列(片層厚度約1.6 μm)；中心位置(等效應(yīng)變0.5)片層α 相比表層片層α 相粗大(片層厚度約1.8 μm)；經(jīng)100 MN油壓機(jī)進(jìn)行鍛造后，靠近下模具表層20 mm 處(等效應(yīng)變0.1)顯微組織球狀初生α 相較為細(xì)小，片層α 相細(xì)小且雜亂排列，但比400 kJ 對擊錘鍛造后鍛件表層20 mm 處的片層α 相粗(片層厚度約2.0 μm)；中心部位片層α 相比表層片層α 相粗大(片層厚度約2.6 μm)，與400 kJ 對擊錘顯微組織演變特征相同，呈短棒狀。

TA15 鈦合金經(jīng)不同鍛造設(shè)備條件下生產(chǎn)的鍛件顯微組織中片層α 相形貌差異較大，其主要原因在于采用400 kJ 對擊錘進(jìn)行鍛造，變形速率較快，溫降過程中析出的片層α 相僅發(fā)生動態(tài)回復(fù)過程，未發(fā)生長大現(xiàn)象[16]，形成細(xì)小雜亂的片層α 相組織(圖4a 和b)；而采用100 MN 油壓機(jī)進(jìn)行鍛造，變形速率較低，變形過程中析出的片層α 相發(fā)生動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶過程，變形速率越低，動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶過程約充分[17]，形成排列整齊且粗大的片層α 相組織(圖4c 和d)。

TA15 鈦合金鍛件不同取樣位置顯微組織中片層α 相形貌差異較大，其主要原因在于，鈦合金在鍛造過程中由于溫降析出大量片層α 相，中心部位變形量較大(等效應(yīng)變0.5)，片層α 相發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶過程，片層α 相析出、長大，并且鍛后中心部位冷卻速率較慢，大量二次α 相析出并附著在片層α 相上并長大，因此在鍛件中心部位形成粗大的片層α 相組織?？拷＞呶恢迷阱懺爝^程中冷卻速率較大，且變形量小(等效應(yīng)變0.1)，鍛后冷卻較快，形成細(xì)小針狀片層α 相組織[18]。

2.3 鍛造設(shè)備對TA15 鈦合金鍛件力學(xué)性能的影響

表3 為不同鍛造設(shè)備條件下分別沿厚度方向不同位置取樣進(jìn)行力學(xué)性能測試結(jié)果，由表3 可知，不同位置取樣的采用400 kJ 對擊錘進(jìn)行鍛造的TA15鈦合金抗拉強(qiáng)度均高于100 MN 油壓機(jī)鍛造的鍛件。在同一鍛造設(shè)備上鍛造的鍛件其力學(xué)性能與取樣位置也有重要影響，采用400 kJ 對擊錘鍛造后鍛件抗拉強(qiáng)度可達(dá)991 MPa，而采用100 MN 油壓機(jī)鍛造后鍛件抗拉強(qiáng)度僅為965 MPa，鍛件表層抗拉強(qiáng)度比中心抗拉強(qiáng)度高約10 MPa。

表3 不同鍛造設(shè)備條件下不同取樣位置TA15 鈦合金鍛件力學(xué)性能Table 3 The mechanical properties of TA15 titanium alloy at various deformation equipments and sampling location

鈦合金α 與β 相界面的結(jié)合能較弱，微裂紋通常沿著α/β 相界面處擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面控制一致時，裂紋沿α/β 相界面方向擴(kuò)展。細(xì)小的片層α 相存在大量α/β 相界面，為裂紋的萌生提供了大量裂紋形核源，降低了應(yīng)力集中現(xiàn)象[19]。當(dāng)顯微組織中大量α 相以片層組織形式存在，片層α 相集束的不同取向阻礙了裂紋擴(kuò)展，當(dāng)裂紋穿越集束邊界時改變方向，導(dǎo)致裂紋分叉和二次裂紋的萌生，這些過程均需消耗更多的能量[20]，因此400 kJ對擊錘鍛造后的TA15 鈦合金表面和心部均具有較高的強(qiáng)度，且表層位置強(qiáng)度比中心位置抗拉強(qiáng)度約高20 MPa。

3 結(jié)論

采用Deform 軟件對TA15 鈦合金液壓和錘擊兩種鍛造過程進(jìn)行模擬以及采用兩種鍛造設(shè)備進(jìn)行生產(chǎn)，結(jié)果表明：

1) 采用Deform 軟件液壓模塊對TA15 鈦合金進(jìn)行模擬，等效應(yīng)變沿厚度方向呈對稱分布，中心位置等效應(yīng)變最大；而采用錘擊模塊進(jìn)行模擬，近下模位置等效應(yīng)變較小，近上模具位置等效應(yīng)變較大。

2) TA15 鈦合金鍛件中心位置片層α 相較表層片層α 相粗大；采用400 kJ 對擊錘生產(chǎn)的TA15 鈦合金鍛件，相較100 MN 油壓機(jī)生產(chǎn)鍛件的片層α相厚度要小。

3) 采用400 kJ 對擊錘生產(chǎn)的TA15 鈦合金鍛件強(qiáng)度較高，表層位置強(qiáng)度比中心位置抗拉強(qiáng)度約高20 MPa。