分享：低成本超高强钛合金的热变形行为与锻造工艺的确定
摘 要:通过使用廉价合金元素铁、碳替代昂贵的钒元素制备了低成本超高强钛合金 TiＧxFeＧ３Al(x＝７,１０,１２),利用 GleebleＧ３５００型热模拟试验机研究该合金的热变形行为,在此基础上确定了该合金的锻造工艺.结果表明:TiＧxFeＧ３Al合金在８５０ ℃、１０s－１应变速率下变形时,应力Ｇ应变曲线的平台阶段较为平稳,且流变应力在４００MPa以下,符合实际锻造生产条件;TiＧxFeＧ３Al合金较佳的精锻温度为(８５０±２０)℃;锻态合金中无剪切组织,且抗拉强度高于１２００MPa
０ 引 言
钛及其合金具有低密度、高比强度、良好的耐蚀性和低温性能,广泛应用于航空航天和军事工业[１].然而,与钢铁、铝及铝合金材料相比,高昂的成本限制了钛合金的广泛应用,因此如何降低其成本是其大规模应用的关键[２].目前,降低钛合金成本的主要途径有三条:使用廉价合金元素、改善合金的加工工艺和采用近净成形工艺[３－４].使用廉价合金元素既可以从根源上解决成本高的问题,也可以通过拓宽工艺窗口,降低加工成本,因此作者拟通过加入廉价合金元素来开发低成本超高强钛合金.铁元素在钛合金中可起到固溶强化的作用,使合金的强度提高.铁元素还是很好的 β相稳定元素,使合金成为β型钛合金,提高合金的成型能力,降低加工成本.除此之外,相对于其他强化元素或β相稳定元素,铁的成本较低.引入微量碳元素可以阻止晶界连续析出α相,并起到固溶强化的作用,且能拓宽(α＋β)窗口[５].铁、碳等元素可以４５钢机
械加工屑的形式添加.铝元素也具有固溶强化作用.因此,作者拟以应用最为成熟的 TiＧ６AlＧ４V 合金为参考,开发低成本的 TiＧFeＧAl合金造、热轧等热加工工艺[６－７].董勇等[８]通过分析应力Ｇ应变曲线得到了 AZ６１镁合金的热加工图,从而确定了该合金的热加工工艺窗口.在实际的锻造过程中,合金的应变速率是由锻打频率决定的,且受经验控制.因此,作者设定与实际锻打频率相符的应变速率１０s－１,在此基础上寻找稳态变形的温度窗口.作者首先制备了三种成分不同的钛合金,然后借助热模拟试验机,在相同的应变速率(１０s－１)下研究了合金在不同温度条件下的热压缩应力Ｇ应变曲线,并结合显微组织分析,确定了合金的锻造工艺,开发出了低成本超高强新型 TiＧAlＧFe合金.
１ 试样制备与试验方法
以海绵钛、工业纯铁、工业纯铝和４５钢机加工屑为原 材 料 制 备 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al(质量分数/％)钛合金.首 先 清 洗 并 烘 干 原 材料,按合金的名义成分进行配料,原料混合均匀后在压力机上将合金粉压制成块;然后将压块作为电极在真空悬浮感应炉中进行熔炼,熔炼温度为１７００~１８５０ ℃.为尽可能地减小偏析,重熔两次,最后获得合金铸锭.通过合金相变点经验公式[９]计算钛合金的相变点,采用示差扫描量热法(DSC)测定钛合金的相变点,结果如表１所示.考虑到杂质元素氧、氮和氢元素的影响,将钛合金相变点的测定值作为设定后续热模拟压缩工艺参数的主要依据.
从铸锭心部截取?８mm×１２mm 的圆柱形试 样.根据试验合金的相变点确定热模拟压缩试验 的变形温度为６５０~９００ ℃,根据锻造空气锤的实 际锻造频率,设定应变速率为１０s－１.考虑到合金 变形的均匀 性 及 实 际 开 坯 的 变 形 量,确 定 压 缩 变 形量为５０％.采用 GleebleＧ３５００型热模拟试验机 进行压缩试验,将试样以１０ ℃??s－１的速率分别加 热至６５０~９００ ℃,保温５min,然后在１０s－１的应 变速率 下 进 行 压 缩 变 形,变 形 量 为 ５０％,得 到 应 力Ｇ应变曲线. 结合得到的试验合金应力Ｇ应变曲线、相变点和显微组织,拟定低成本钛合金的开坯温度(β相区)和精锻温度(α＋β相区).将尺寸为３００mm×９０mm×５０mm 的低成本钛合金在电阻炉中加热保温３０min,然后用空气锤进行开坯锻造;开坯完成后装炉在设定的精锻温度下保温３０min后进行精锻,合金最终锻造成为?１２mm 的圆棒,锻后进行水淬处理.分别在铸态和锻态的合金上截取如图１所示的拉伸试样,然后根据 GB/T２２８－２００２«金属材料 室温拉伸试验方法»在AGＧ２５０kNIS型拉伸试验机上进行拉伸试验,拉伸速度为１mm??min－１.分别在铸态、热压缩态及锻态的合金上取金相试样,先经 SiC砂纸粗磨、细磨,再用金刚石研磨膏抛光,之后用３％(体积分数,下同)HF＋５％HNO３ ＋９２％H２O腐蚀剂腐蚀,然后在 OLYMPUSPMG３型光学显微镜(OM)和 HITACHISＧ３４００N 型扫描电镜上(SEM)进行组织观察.选择应力Ｇ应变曲线较为平稳的热压缩试样进行电子背散射衍射(EBSD)分析,以表征合金的相分布.
EBSD试样需要经过SiC砂纸粗磨和细磨.为消除磨抛过程引起的变形,还需进行电解抛光.电解抛光在StructureTenupolＧ５型双喷仪上进行,电解液为６％HClO４＋３５％CH３(CH２)３OH＋ ５９％ CH３OH,温度为－３０ ℃,工 作 电 压 为 １６ V,抛 光 时 间 为 ３０s.EBSD试样在JEOLＧJSMＧ６５００F型场发射扫描电镜上(TEM)进行背散射衍射数据采集,工作电压为２０kV.
２ 试验结果与讨论
２．１ 铸态钛合金的显微组织与性能
由图２可知,三种铸态钛合金的显微组织均由β相与α相组成,β晶粒较粗大,为３００~４００μm,晶粒 内 部 存 在 α 板 条 组 织. 铸 态 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al 合 金 的 硬 度 分 别 为３８４．００,４１４．２０,３９９．５０HV,根 据 式 (１)所 示 的 经验公 式 可 推 测 相 应 的 抗 拉 强 度 分 别 为６６５．０９,７１７．４２,６９１．９３ MPa.
式中:σ为抗拉强度;HV 为硬度.由于粗晶晶界前塞积的位错数量多于细晶的,且应力集中较大,易于启动相邻晶粒的位错源,利于滑移的传递,从而使得屈服强度降低.由计算的抗拉强度可知三种铸态钛合金的强度水平均未达到装甲材料要求的强度,即１３００MPa以上,需要进一步进行锻造以实现晶粒细化,使强度进一步提高,制备出强韧性匹配的材料.
２．２ 铸态钛合金的应力Ｇ应变曲线
由图３可知,三种铸态钛合金的流变应力均随着温度的升高而降低;随着变形温度从６５０ ℃升高至９００ ℃,流变应力的差值越来越小.并非流变应力越小,其对应的变形温度就越适合合金的锻造,还要考虑流变曲线的稳定性.
锻造可以改善铸态合金的显微组织,但若合金的组织发生剪切,则势必会造成组织的不均匀或出现锻造缺陷等.合金组织发生的剪切现象与锻造温度有关,并会反映在应力Ｇ应变曲线上.如图３(a)所示,铸态 TiＧ７FeＧ３Al合金在６００~８００ ℃时的应力Ｇ应变曲线出现了较大波动,这是试样内部局域组织发生剪切造成的.变形温度为８５０ ℃时,应力Ｇ应变曲线的平台较为平稳,且对应的应力在４００ MPa以下,符合钛合金的实际锻造生产条件.但当变形温度升高到９００ ℃时,应力Ｇ应变曲线出现了波动.高温时,钛合金的组织不容易控制,特别是在温度高于合金的相变点时,钛合金的相组成完全为β相,且β相晶粒易于快速长大,这对后续的加工不利.此外,温度过高还会使钛合金发生氧化,增加杂质元素的含量.作者拟采用β相区锻造,即在β相变点８１８．８ ℃以上的温度下进行锻造.依据应力-应变曲线的稳定性,拟定 TiＧ７FeＧ３Al合金适宜的精锻温 度 为 ８５０ ℃. 同 样,可 确 定 TiＧ１０FeＧ３Al和TiＧ１２FeＧ３Al合金适宜的精锻温度同为８５０ ℃.
２．３ 热压缩变形后钛合金的显微组织
图４中的浅色(绿色)区域代表 β相,深色(红色)区 域 代 表 α 相.经 统 计 可 知,TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al、TiＧ１２FeＧ３Al合金中β相的面积分数分别为９８．０％,９８．３％和９９．４％.由此可确定这三种合金均属于β型钛合金.从合金成分的角度考虑,加入的铁元素是β相稳定 元 素,它 可 以 与 钛 形 成 TiFe 相. 然 而,在EBSD相分析中未发现有 TiFe相存在.可推断出,在这三种钛合金中铁元素的作用表现为固溶强化和稳定β相.
２．４ 锻造工艺的确定及组织性能
根据三种钛合金的相变点和初定的精锻温度,可以确定:TiＧ７FeＧ３Al合金锻造的开坯温度为９２０ ℃,精锻温度为(８５０±２０)℃;TiＧ１０FeＧ３Al合金锻造的开坯温度为８８０℃,精锻温度为(８５０±２０)℃;TiＧ１２FeＧ３Al合金锻 造 的 开 坯 温 度 为 ８８０ ℃,精 锻 温 度 为(８５０±２０)℃.由图５可见,三种锻态钛合金的显微组织均比较均匀,无明显的剪切区域等变形不均匀组织出现.
TiＧ７FeＧ３Al合金的晶粒明显细化,呈等轴状,晶粒大小约为２０μm,这是动态再结晶的结果.在细晶强化作用下,锻态 TiＧ７FeＧ３Al合金的抗拉强度高达１３８０MPa,但其伸长率仅为２．８％,这可能是晶界析出相使合金脆化.锻态 TiＧ１０FeＧ３Al合金的晶粒明显细化,表现为典型的变形组织,晶粒完全碎化,未发生动态回复和动态再结晶,应力集中较大,该合金的抗拉 强 度 为 １２８１ MPa,伸 长 率 为 ５．３６％. 锻 态TiＧ１２FeＧ３Al合金的晶粒细化,从形貌上看,该合金在热变形过程中发生了高温回复和部分动态再结晶,该合金的抗拉强度高达１３８５MPa,伸长率为８．９２％.
综合显微组织和力学性能可知,上述三种钛合金均可达到装甲板要求的不低于１２００MPa的强度要求,且无明显的变形剪切区域,可判定三种钛合金的锻造工艺均较为合适.然而,合金的伸长率均较低,这有可能是变形引起的应力集中造成的,后续需进行去应力退火处理.
３ 结 论
(１)通过真空悬浮熔炼炉熔铸和锻造等工艺制备出了强度不低于１２００ MPa的低成本 TiＧxFeＧAl钛合金.
(２)铸态 TiＧxFeＧ３Al合金在８５０ ℃、以１０s－１应变速率变形时,应力Ｇ应变曲线的平台阶段较为平稳,且流变应力在４００ MPa以下,符合合金的实际锻造生产条件.
(３)根据热模拟得到应力Ｇ应变曲线的稳定性,可确定 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al合金适宜的精锻温度为(８５０±２０)℃.
(４)锻态 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al合金的抗拉强度分别高达１３８０,１２８１,１３８５MPa,但伸长率均较低,这可能是由应力集中造成的,建议进行去应力退火处理.
