超高強(qiáng)鈦合金的組織性能研究

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2023-05-31 14:25:16

1前言

鈦合金由于低密度、高比強(qiáng)度及良好的耐蝕性使其在航空航天、船舶和兵器等領(lǐng)域獲得了廣泛應(yīng)用[1]。高強(qiáng)度及超高強(qiáng)度鈦合金由于其優(yōu)良的特性在高性能飛行器結(jié)構(gòu)材料中更占有重要地位。高強(qiáng)度鈦合金[2]是指室溫拉伸強(qiáng)度為1100～1400MPa之間的鈦合金，主要用來(lái)代替飛機(jī)結(jié)構(gòu)中常用的高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼，可減輕結(jié)構(gòu)重量的40%，典型的有美國(guó)的Ti1023(Ti-10V-2Fe-3Al)，該合金與飛機(jī)結(jié)構(gòu)件中常用的30CrMnSiA高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼性能相當(dāng)，具有優(yōu)異的鍛造性能[3-5];Ti-15-3(Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn)，該合金冷加工性能比工業(yè)純鈦還好，時(shí)效后的室溫抗拉強(qiáng)度可達(dá)1000MPa以上;前蘇聯(lián)的BT22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)合金其拉伸強(qiáng)度大于等于1105Mpa，已成功用作機(jī)身、機(jī)翼、起落架和其它高承載部件[6];國(guó)內(nèi)方面，主要有北京有色金屬研究院研制出的TB2(Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al)，寶雞有色金屬研究所研制的TB3(Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al)和上海鋼鐵研究所研制的TB4(Ti-4Al-7Mo-10V-2Fe-1Zr)[5]以及九五期間仿制美國(guó)β-21S的TB8(Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.25Si)等合金。超高強(qiáng)度鈦合金[2]是指室溫拉伸強(qiáng)度超過(guò)1400MPa的鈦合金，用以代替超高強(qiáng)度鋼制造飛機(jī)起落架的主承力構(gòu)件，可減輕結(jié)構(gòu)重量30%，目前這類合金還處在研制發(fā)展階段，達(dá)到這種強(qiáng)度級(jí)別的鈦合金如Ti-8V-5Fe-1Al亞穩(wěn)定β鈦合金，采用快速凝固粉末冶金工藝生產(chǎn)的Ti-8V-5Fe-1Al合金，其室溫抗拉強(qiáng)度為1480MPa，伸長(zhǎng)率為8%。

隨著現(xiàn)代航空飛行器對(duì)承力構(gòu)件性能的要求越來(lái)越高，提高結(jié)構(gòu)鈦合金性能已成為研究熱點(diǎn)，近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外致力于開(kāi)發(fā)1400Mpa級(jí)以上的超高強(qiáng)β鈦合金[7]。本文所研究的一種Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb系合金是寶鈦集團(tuán)有限公司自主研發(fā)的超高強(qiáng)度鈦合金，其Kβ穩(wěn)定系數(shù)約1.33，鉬當(dāng)量約14.2，屬于近β型鈦合金，棒材經(jīng)固溶時(shí)效處理后的性能可達(dá)較高水平。

2試驗(yàn)方法

試驗(yàn)在寶鈦集團(tuán)有限公司生產(chǎn)線上完成，經(jīng)真空自耗電弧爐3次熔煉后得到合金鑄錠，對(duì)鑄錠進(jìn)行化學(xué)成分分析并測(cè)試相變點(diǎn)。塑性加工分別在3150t水壓機(jī)進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，再到SXP精鍛機(jī)上進(jìn)行精鍛，最后經(jīng)橫列式軋機(jī)出Φ12.5mm×L熱軋棒材，并進(jìn)行固溶時(shí)效處理。同時(shí)，試驗(yàn)通過(guò)金相、力學(xué)、SEM、XRD、差熱分析等手段對(duì)合金不同加工狀態(tài)的組織性能進(jìn)行分析測(cè)試。

3實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1鑄態(tài)組織與性能

合金采用真空自耗三次熔煉后，合金的成分整體分布均勻，雜質(zhì)含量低于標(biāo)準(zhǔn)要求。圖1為該合金用差熱分析法測(cè)定的DSC曲線及其一階倒數(shù)曲線，從一階倒數(shù)曲線可以比DSC曲線更明顯看到三個(gè)吸熱峰，前兩個(gè)吸熱峰與合金的ω相轉(zhuǎn)變有關(guān)，第三個(gè)吸熱峰是相變峰值，該合金DSC一次倒數(shù)的峰值為783.5℃，表明相變溫度在783.5℃左右。

合金測(cè)定的DSC曲線和其一階導(dǎo)數(shù)

圖1 合金測(cè)定的DSC曲線和其一階導(dǎo)數(shù)

試驗(yàn)對(duì)合金鑄錠的光學(xué)顯微組織、掃描組織、X射線衍射圖譜及合金硬度進(jìn)行了分析測(cè)試，主要結(jié)果如下。圖2(a)為合金鑄態(tài)的光學(xué)顯微組織，可以看出，合金由粗大的鑄態(tài)組織構(gòu)成，平均晶粒尺寸約1000-2000μm，合金晶界粗黑，晶內(nèi)也分布著散亂的黑色相。為進(jìn)一步分析合金的相分布，對(duì)合金進(jìn)行了XRD分析(圖3)及掃描分析，通過(guò)分析發(fā)現(xiàn)，合金含有相和β相的特征峰，光學(xué)組織中表現(xiàn)的粗晶界，在掃描組織中可以看出為β晶界的馬氏體相，形成馬氏體相的原因是合金低的Cr和Fe元素含量，β相主要轉(zhuǎn)變?yōu)樾狈骄Ц耨R氏體。從圖2(b)中可以看出，α相在β晶內(nèi)和晶界都有析出，其中，a相在晶內(nèi)呈較為彌散的點(diǎn)狀析出，而在晶界則呈現(xiàn)為線狀。進(jìn)一步SEM高倍觀察(圖2 c、d)表明，這些晶內(nèi)呈點(diǎn)狀析出的a相實(shí)際上是由非常細(xì)小的、互成60”夾角的“短針”組成，在較大的β晶粒內(nèi)彌散分布;而晶界處a相則多呈彼此平行的針狀分布，并向β晶內(nèi)方向生長(zhǎng)。

由于含有一定量的斜方馬氏體相，合金的硬度可達(dá)295HV左右。

合金光學(xué)組織及掃描組織

圖2 合金光學(xué)組織及掃描組織

(a)光學(xué)組織;(b)低倍掃描組織;

(c)晶界高倍掃描組織;(d)晶內(nèi)高倍掃描組織

合金鑄態(tài)組織XRD衍射分析

圖3 合金鑄態(tài)組織XRD衍射分析

3.2鍛態(tài)組織與性能

合金經(jīng)多火次開(kāi)坯鍛造后，合金鍛態(tài)組織與鑄態(tài)組織相比，α相主要沿β晶界針狀析出，而且α相在β晶內(nèi)分布明顯減少，原鑄造組織發(fā)生了一系列的變化，減少或消除了鑄錠的鑄態(tài)缺陷，同時(shí)由于鍛造的作用，細(xì)化了鈦合金的晶粒，但邊部與中心晶粒分布不勻，從圖4(a、b)中可以看出，邊部晶粒比中心細(xì)小均勻，中心晶粒尺寸較大，并且分布不勻，有細(xì)小的再結(jié)晶晶粒和粗大晶粒構(gòu)成混晶組織，平均晶粒尺寸約為400~500μm。相比鑄態(tài)和鍛造開(kāi)坯后的晶粒組織，精鍛的晶粒明顯細(xì)化了，晶粒尺寸約為100μm，而且組織分布也比較均勻。

合金鍛造態(tài)光學(xué)顯微組織

圖4 合金鍛造態(tài)光學(xué)顯微組織

(a)開(kāi)坯鍛造邊部;(b)開(kāi)坯鍛造中心;(c)精鍛組織

鍛造后軸端面硬度值分布

圖5 鍛造后軸端面硬度值分布

圖5為合金經(jīng)鍛造后，棒材截面上的硬度值分布情況。可以看出，粗鍛棒材的硬度值在360HV左右，其中邊部的硬度值比中心部位的硬度值高，且從邊部到中心呈遞減趨勢(shì)。這是由于粗鍛的變形不能完全均勻的滲透到中心，邊部的變形量比中心的變形量大，實(shí)驗(yàn)中觀察到邊部的晶粒要比中心部位的晶粒細(xì)小，所以邊部硬度較高。合金經(jīng)精鍛后硬度達(dá)到380HV，邊部的硬度值與中心部位的硬度值基本沒(méi)有變化，截面上硬度分布較為均勻。這是由于精鍛的變形已經(jīng)完全均勻的滲透到中心，實(shí)驗(yàn)中觀察到邊部的晶粒與中心部位的晶粒大小也基本一致。同時(shí)，鍛造態(tài)的硬度與鑄態(tài)相比，有了較大幅的提升，這主要與α相析出有關(guān)。

3.3熱軋態(tài)組織與性能

合金熱軋棒材的顯微組織如圖6(a)所示，可以看出，晶粒已被充分破碎，晶界曲折而不連續(xù)，晶粒進(jìn)一步細(xì)化，平均晶粒尺寸約為20μm。熱軋后的XRD分析(圖6 b)表明，熱軋后合金為單相的β組織，這主要由于熱軋溫度在相變點(diǎn)以上，棒材規(guī)格小、冷卻速度很快，基本保留熱軋溫度下的β相組織。

對(duì)熱軋棒材進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，其抗拉強(qiáng)度達(dá)RM=861MPa左右，延伸率達(dá)A=17.5%左右，具備β合金的可冷加工特性。

圖6 熱軋態(tài)顯微組織及XRD衍射分析

3.4熱處理后的組織性能

圖7為合金熱軋棒材經(jīng)固溶時(shí)效處理后的顯微組織，從圖a、c中可以看出，當(dāng)合金在800℃∕30min.AC固溶處理后，合金重新形核并長(zhǎng)大，在相變點(diǎn)以上固溶得到的是均勻單一的等軸β相。如圖b、d所示，固溶處理后的合金再經(jīng)460℃∕10h.AC時(shí)效處理后，合金從β基體內(nèi)析出彌散分布且均勻細(xì)小的α相，β相晶界變得模糊，從高倍的SEM(圖7d)圖片中可以看出，呈均勻細(xì)小分布的α相是以短片狀的形式互相平行或垂直分布于β基體內(nèi)。

對(duì)熱處理后的棒材進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果表明，合金經(jīng)過(guò)800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶時(shí)效處理后，其性能可達(dá)到RM=1509MPa，R0.2=1349MPa，A=7.84%的水平，這主要是由于合金組織中析出大量的片層狀α相，組織均勻細(xì)化，使其強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳。

合金固溶時(shí)效后顯微組織

圖7 合金固溶時(shí)效后顯微組織

(a)800℃∕30min.AC固溶金相;(b)800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶時(shí)效金相;

4結(jié)論

(1)鑄態(tài)合金的晶粒分布不勻，比較粗大，晶粒直徑大小約為1000~2000μm，且β晶內(nèi)和晶界都有α相析出;經(jīng)過(guò)鍛造，合金晶粒細(xì)化到100μm，α相主要沿β晶界針狀析出，β晶內(nèi)分布明顯減少;再經(jīng)熱軋后，晶粒進(jìn)一步細(xì)化到20μm左右，合金為單相的β組織。

(2)合金經(jīng)精鍛后，棒材截面上的硬度分布較開(kāi)坯鍛造時(shí)均勻，硬度值較開(kāi)坯鍛造時(shí)的360HV有所提高，較鑄態(tài)的295HV顯著提高，達(dá)到380HV。

(3)合金經(jīng)熱軋后抗拉強(qiáng)度為RM=861MPa，延伸率為A=17.5%左右，經(jīng)800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶時(shí)效處理后，大量均勻細(xì)小的α相由β基體內(nèi)析出，且以短片狀的形式互相平行或垂直分布其中。同時(shí)，合金性能達(dá)到RM=1509MPa，R0.2=1349MPa，A=7.84%的水平。

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