王 哲1,冉 兴2,3,刘程程4,王 欣5

(1.陕西宏远航空锻造有限责任公司,咸阳 713801;2.清华大学机械工程系,北京 100084; 3.中航重机股份有限公司,贵阳 550005;4.北京星航机电装备有限公司,北京 100074; 5.中国航发北京航空材料研究院,北京 100095)

摘 要:在(α+β)相区对 TA15钛合金棒进行锻造,研究了tβ-15℃、tβ-30℃和tβ-50℃(tβ 为β相变温度)3种锻造温度对合金显微组织和抗拉强度各向异性的影响。结果表明:随着锻造温 度降低,TA15钛合金中初生αp 相含量增加,片层状α相含量减少,厚度和长宽比减小,抗拉强度 提高;TA15钛合金在tβ-50 ℃温度锻造后沿流线方向的抗拉强度可达973MPa,3个方向抗拉强 度的极差随锻造温度的降低而减小;TA15钛合金锻造后的拉伸断口均为韧性断口,锻造温度越 低,初生αp 相含量越高,断口韧窝越深,而含有较多较细长片层状α相时,断口韧窝较浅。

关键词:锻造温度;TA15钛合金;显微组织;抗拉强度;各向异性

中图分类号:TG146.23 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)07-0006-05

0 引 言

钛合金以其低密度、高比强度以及优异的耐蚀 性等特点而广泛应用于航空、航天、船舶等领域[1]。 其中,TA15钛合金是在俄罗斯 BT22钛合金的基础上研制的一种高铝当量近α型钛合金,该合金兼 有α型和(α+β)型钛合金的优点,如良好的热加工 性、热强性和焊接性,较高的室温和中温强度,可在 450~500 ℃长期使用,因此被应用于整体隔框、进 气道格栅防护罩和中央翼下壁板等部件[2-4]。目前, 航空用钛合金主要采用锻造为主的成型工艺。钛合 金锻件的显微组织与其热加工历史(变形、热处理 等)密切相关,近α及(α+β)型钛合金在(α+β)相区 锻造获得的双态组织具有优异的综合性能[5-6]。近 些年,研究人员对 TA15钛合金热加工后的组织和 性能关系进行了深入研究。张旺峰等[7]研究了热处 理工艺对 TA15钛合金组织和性能的影响;JI等[8] 研究了不同热工艺条件下 TA15钛合金三态组织中 片层状α相的演变规律;WU 等[9]采用热模拟压缩 试验研究了 TA15钛合金热变形过程中的热变形行 为及组织球化过程。

目前,国内外对 TA15钛合金的研究主要集中在热压缩模拟试验以及单一方向组织与性能之间的 影响关系上,而对该合金不同方向上显微组织与力 学性能的相关报道较少。作者通过对 TA15钛合金 棒在(α+β)相区不同温度下进行锻造,研究了锻造 温度对 TA15钛合金锻件显微组织和抗拉强度各向 异性的影响,为该合金获得优异组织和力学性能的 热加工工艺制定提供理论依据,从而为该钛合金锻 件生产提供指导。

1 试样制备与试验方法

试验材料为?300mm 的 TA15钛合金棒;该合 金棒由3次真空自耗电弧熔炼铸锭经β相区开坯和 (α+β)相区锻造而成,化学成分见表1。采用淬火 金相法测得该炉批 TA15 钛合金棒的相变温度tβ 为998 ℃。TA15 钛 合 金 棒 的 显 微 组 织 如 图 1 所 示,可见初生αp 相分布于β相基体上,初生αp 相质 量分数约55%,呈球状或蠕虫状且分布均匀。

在陕西宏远航空锻造有限责任公司16MN 油 压机上对 TA15钛合金棒进行锻造,锻造成厚度为 200mm 的方坯,锻造加热温度分别为tβ-15 ℃、 tβ-30 ℃和tβ-50 ℃,锻后进行850 ℃×4h热处 理,空冷。在钛合金锻件上取样,经去除氧化层、预 磨、抛光后,采用 Kroll试剂(HF、HNO3、H2O 的体 积比为1∶2∶7)进行腐蚀,使用 LeicaDMI3000M 型 光学显微镜观察显微组织。在钛合金锻件上分别沿 流 线 方 向、宽 度 方 向 和 厚 度 方 向 截 取 尺 寸 为 ?13mm×71mm 的 标 准 拉 伸 试 样,标 距 为 25mm,在Instron3200型万能试验机上进行拉伸 试验,屈服前拉伸速度为0.005mm·s-1,屈服后拉 伸速度为0.02 mm·s-1。使用 TecnaiG2F30S型扫描电镜(SEM)观察拉伸断口形貌。

2 试验结果与讨论

2.1 对显微组织的影响

TA15钛合金棒经(α+β)相区锻造后的显微组 织为典型双态组织,主要由球状初生αp 相和β转变 组织组成,3个方向显微组织差异较小,如图2(a)所 示。由图2(b)~(d)可以看出:在tβ-15 ℃下锻造 后,沿流线方向片层状次生α相排列整齐,呈棒状分 布于β相基体上;随着锻造温度降低,片层状α相的 长度和宽度均减小。

由表2可以发现:当锻造温度由tβ-50 ℃升高 到tβ-15 ℃时,球状初生αp 相的质量分数由45% 降低到15%,这是因为在较高温度下,部分初生αp 相会转变为β相。初生αp 相含量与片层状α相含 量成反比,因此随锻造温度升高片层状α相含量增 加。随着锻造温度降低,片层状α相的厚度和长宽 比减小。这是因为:在较高温度下锻造变形过程中, 大量位错促进α相发生动态再结晶,片层状α相形 核后会迅速长大[10],因此片层的厚度较大;此外,由 于片 层 状 α 相 的 厚 度 方 向 与 β 相 界 面 为 半 共 格界面,厚度方向的长大速率远小于长度方向,因此片层状α相的长宽比也较大。

2.2 对拉伸性能的影响

由图3可以看出,随着锻造温度的升高,TA15 钛合金沿流线方向的抗拉强度和屈服强度均降低。 结合表2分析可知:随锻造温度升高,初生αp 相含 量减少,相应的片层状α相含量增加,并且片层状α 相的长宽比增大;当位错穿过同一集束尺寸的片层 状次生α相时,位错的垂直滑移距离缩短,位错塞积 程度降低[11],因此强度降低。此外,在较高温度下 锻造后,片层状次生α相排列较为整齐,而随着锻造 温度降低,次生α相排列混乱度增加,起到了弥散强 化的作用[12];在拉伸过程中,位错在滑移过程中所 遇到的阻力增强,导致大量位错塞积在弥散的强化 相中,因此合金强度增加[13]。

由图4可以看出:随着锻造温度的降低,TA15 钛合金3个方向的抗拉强度均增加;在tβ-15 ℃和 tβ-30 ℃下进行锻造,锻件3个方向的抗拉强度极 差分别为24,23MPa,在tβ-50℃下锻造后,3个方 向的抗拉强度极差减小到10 MPa。钛合金的断裂 过程与裂纹扩展路径的曲折程度有关,而影响裂纹扩展路径的主要因素是 α相的形态和含量。由于 α/β相界面的结合能较弱,裂纹通常沿着 α/β相界 面扩展。当裂纹扩展方向与 α/β相界面保持一致 时,裂纹沿 α/β相界面扩展;而当裂纹扩展方向与 α/β相界面不一致时,裂纹将产生停滞效应或被迫 改变扩展方向,从而消耗更多的能量[14]。较高温 度锻造 后 合 金 中 大 量 α相 以 片 层 状 组 织 形 式 存 在,而片层状 α相 集 束 的 不 同 取 向 会 阻 碍 裂 纹 扩 展,裂纹穿越集束边界时改变方向,形成裂纹分叉 并萌生二次裂纹,这些过程均需消耗更多的能量。 片层α相集 束 由 于 具 有 较 强 的 方 向 性,其 断 裂 过 程也存 在 较 强 的 方 向 性[15]。在 较 低 温 度 下 锻 造 时,TA15钛 合 金 的 显 微 组 织 中 存 在 大 量 球 状 αp 相,当裂纹穿过球状 αp 相时无需改变裂纹扩展方向,扩展路 径 不 分 叉,无 需 消 耗 更 多 能 量,因 此 抗 拉强度极差较小[16]。

2.3 对拉伸断口形貌的影响

TA15钛合金在(α+β)相区锻造并沿流线方向 拉伸后的试样宏观上呈杯锥状形态,断口上存在纤 维区、放射区和剪切唇3个区域,如图5(a)所示,试 样有明显颈缩现象,表明为韧性断裂。由图5(b)~ (d)可知:在tβ-50 ℃下锻造后,TA15钛合金沿流 线方向拉伸后的断口纤维区存在大量较深的等轴状 韧窝,表明其在断裂过程中吸收能量较高;而在tβ- 30 ℃和tβ-15 ℃下锻造后,拉伸断口纤维区虽仍 以韧窝为主,但韧窝较浅。结合显微组织分析可知, 含有大量球状初生αp 相的锻件韧窝较深,而含有较 多较细长片层状α相的锻件韧窝较浅。

拉伸断裂过程是裂纹形核和长大的过程。钛合 金的α/β相界面是潜在的裂纹形核源。较多初生αp 相的存在减少了裂纹形核源,在塑性变形过程中优 先出现屈服现象,在位错扩展过程中裂纹扩展的有 效距离增加,形成较深韧窝[17]。片层状组织为裂纹 形核提供大量形核位置,对应力集中起分散效应,且 片层状α相中位错扩展的有效滑移距离较短[18],因 此在含有较多较细长片层状α相的组织中,形成较浅的韧窝。

3 结 论

(1)经(α+β)相区锻造后,随着锻造温度降低, TA15钛合金中球状初生αp 相含量增加,片层状次 生α相含量减少,厚度减小,合金强度增大,在tβ- 50 ℃ 下 锻 造 后,沿 流 线 方 向 的 抗 拉 强 度 达 973 MPa。

(2)随着锻造温度降低,TA15 钛合金流线方 向、宽度方向和厚度方向的抗拉强度极差减小。

(3)TA15钛合金在(α+β)相区锻造后的室温 拉伸断口均为韧性断口,随着锻造温度降低,拉伸断 口纤维区韧窝变深。

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