航空航天用TA15鈦合金大鍛件熱處理強(qiáng)化及機(jī)制

TA15鈦合金源于俄羅斯的BT20,按名義成分劃歸為近α型合金。一般認(rèn)為該合金不能通過熱處理強(qiáng)化,熱處理制度為普通退火[1,2],退火的目的是通過部分再結(jié)晶消除應(yīng)力、穩(wěn)定組織與性能。

而再結(jié)晶過程是軟化過程,即隨退火溫度提高,強(qiáng)度呈下降趨勢,因此退火溫度不宜太高[2]。但隨鍛件的增大,需要棒材的規(guī)格不斷增大,如制作大鍛件的TA15鈦合金棒材化學(xué)成分與傳統(tǒng)意義上的BT20相比已有不小的變化,大規(guī)格棒材實(shí)際已經(jīng)落入兩相鈦合金的成分范圍,通過增加β穩(wěn)定元素提高材料強(qiáng)度。即使如此,大型復(fù)雜鍛件常出現(xiàn)強(qiáng)度指標(biāo)富余量小,甚至達(dá)不到技術(shù)條件要求的情況。為了解決大型復(fù)雜鍛件強(qiáng)度不足的問題,除了了解相變、形變、再結(jié)晶規(guī)律[3～7],改進(jìn)鍛造工藝外[8,9],在與原有材料成分等變化的情況下,作者將探索通過熱處理對(duì)大鍛件進(jìn)行強(qiáng)化的可能性與途徑。本文主要針對(duì)大型復(fù)雜鍛件的熱處理工藝參數(shù)優(yōu)化開展研究工作,以指導(dǎo)大鍛件的生產(chǎn)。

1、實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)材料選用在航空航天領(lǐng)域有廣泛應(yīng)用的TA15鈦合金,其化學(xué)成分(%,質(zhì)量分?jǐn)?shù))是:Al:6.66,Mo:1.74,V:2.25,Zr:2.11,N:0.007,O:0.098,H:0.0034,其余是Ti。該合金的主要特點(diǎn)是具有比較高的室溫和高溫性能且可焊性好。

試驗(yàn)用試樣取自鍛件試料區(qū),鍛件的投影面積超過0.78m2,重約240kg,鍛件采用大于Ф350mm的棒材制成。

熱處理后加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣,然后進(jìn)行力學(xué)性能測試和組織觀察,在Instron24507試驗(yàn)機(jī)上測定試樣的拉伸性能,在FEIQuanta600掃描電子顯微鏡上進(jìn)行組織觀察分析。

2、結(jié)果與討論

2.1退火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

在700～970℃溫度范圍內(nèi),保溫1h后空冷,開展了退火溫度對(duì)室溫和500℃高溫拉伸性能的影響研究,如圖1所示。室溫強(qiáng)度隨退火溫度升高而呈拋物線形變化,890℃達(dá)到最高,890℃以后,室溫抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度隨退火溫度增加呈下降趨勢,其中屈服強(qiáng)度的下降較為明顯。由圖1(a)可知,退火溫度在700～890℃,溫度提高190℃,σb增加120MPa;而溫度由800℃提高到890℃,σb增加90MPa,平均每10℃增加10MPa,增加比較明顯。在σb增加同時(shí),室溫σ0.2在840℃出現(xiàn)谷值(圖1(a)),斷面收縮率ψ在870℃出現(xiàn)谷值(圖1(b))。在整個(gè)溫度區(qū)間,溫度變化對(duì)室溫拉伸塑性δ5影響不大。500℃高溫強(qiáng)度基本隨溫度的提高而增大(圖1(c)),溫度變化對(duì)500℃高溫拉伸塑性影響不大(圖1(d))。綜合分析認(rèn)為,選用850～860℃的退火溫度室溫和500℃高溫拉伸性能較好。

2.2退火保溫時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

圖2是退火溫度為850℃(空冷)時(shí),不同保溫時(shí)間對(duì)拉伸性能的影響規(guī)律。由圖2可知,850℃退火時(shí),保溫時(shí)間在1～3h區(qū)間,室、高溫拉伸強(qiáng)度隨保溫時(shí)間延長而升高;3h后,強(qiáng)度隨時(shí)間延長呈下降趨勢。在整個(gè)溫度區(qū)間,塑性變化不大。故在850℃退火時(shí),保溫時(shí)間3h室溫、500℃高溫拉伸性能最優(yōu)。以上試驗(yàn)結(jié)果表明,對(duì)于大鍛件,通過改變退火溫度及時(shí)間可以提高鍛件的性能,也就是存在熱處理強(qiáng)化的可能性,其原因及其機(jī)制值得注意。

2.3分析與討論

本文研究的TA15鈦合金大規(guī)格棒材制成的大型鈦合金鍛件出現(xiàn)隨退火溫度升高,強(qiáng)度升高的規(guī)律,與傳統(tǒng)意義上BT20或國產(chǎn)TA15鈦合金小棒材/小鍛件隨退火溫度升高,強(qiáng)度下降的規(guī)律不同。這種不同與材料的化學(xué)成分、再結(jié)晶及第二相析出有關(guān)。首先是化學(xué)成分的影響,通常小棒材化學(xué)成分β穩(wěn)定元素取中下限,反映在Mo當(dāng)量上,Mo當(dāng)量小于2.5(β相穩(wěn)定系數(shù)Kβ≤0.25),如俄羅斯2002年5月全俄輕合金研究院(ВИЛС)的資深研究員З.И.以拉諾夫在討論BT20鈦合金退火對(duì)組織和力學(xué)性能影響的研究論文中認(rèn)為[10]:Ф18mm的熱軋棒材在650～900℃范圍內(nèi)退火,將導(dǎo)致σb和σ0.2下降的趨勢,總下降約100MPa,ψ增加5%,aKU增加20J·cm^-2,而δ值基本上沒有變化,該合金Mo當(dāng)量=2.26(Kβ=0.226),是典型的近α合金。但我們對(duì)大鍛件的研究得出的結(jié)論恰恰相反,即退火溫度從800～890℃以前,強(qiáng)度是逐漸遞增的。如本研究用材Mo當(dāng)量達(dá)3.51(Kβ=0.351),成分已屬于α2β兩相合金范圍,存在通過熱處理強(qiáng)化的可能性。

化學(xué)成分因素是導(dǎo)致該合金出現(xiàn)熱處理強(qiáng)化的前提,而退火過程中出現(xiàn)的再結(jié)晶軟化與析出強(qiáng)化是出現(xiàn)上述規(guī)律的根本原因。眾所周知,不論是再結(jié)晶還是析出均是熱激活過程,需要能量作為驅(qū)動(dòng)力,隨著溫度的升高,析出第二相的比例與可能性增大,因此出現(xiàn)隨退火溫度升高,抗拉強(qiáng)度增大的現(xiàn)象。而屈服強(qiáng)度σ0.2出現(xiàn)谷值的現(xiàn)象(圖1(a)),則是由于β轉(zhuǎn)變組織基體分解析出第二相導(dǎo)致基體軟化(再結(jié)晶軟化也有作用),從而引起屈服強(qiáng)度下降。因此,890℃以前的強(qiáng)化過程,析出第二相起主導(dǎo)作用,再結(jié)晶軟化起次要作用; 890℃以后,則是再結(jié)晶軟化起主導(dǎo)作用(析出的過時(shí)效也是軟化的一個(gè)原因)。

另外,從不同溫度退火后的SEM照片(圖3)可以看出,退火溫度800℃及以下,β轉(zhuǎn)變組織中無析出,如圖3b。當(dāng)退火溫度升高到840℃及以上時(shí),β轉(zhuǎn)變組織中析出彌散、均勻分布的細(xì)小次生α相,如圖3(d),起到強(qiáng)化效果。當(dāng)890℃退火時(shí),整個(gè)β轉(zhuǎn)變組織中彌散、均勻分布的細(xì)小次生α相增多,如圖3f,強(qiáng)化效果最好。當(dāng)890℃以上退火時(shí),次生α相明顯長大、粗化,如圖3(h),導(dǎo)致強(qiáng)化效果減弱。

顯然,再結(jié)晶是在加熱和保溫期間完成的,而析出則是在隨后冷卻過程中完成的。保溫時(shí)間的長短主要與再結(jié)晶軟化有關(guān),隨退火保溫時(shí)間延長,合金的回復(fù)和再結(jié)晶進(jìn)行的更為完全,導(dǎo)致合金中結(jié)構(gòu)缺陷密度不斷降低,助長再結(jié)晶的軟化作用,而使強(qiáng)化效果降低,出現(xiàn)強(qiáng)度降低、塑性提高的現(xiàn)象。另外,從提高生產(chǎn)效率和降低氧化層厚度的角度考慮,大鍛件退火時(shí)間也不宜過長。

3、結(jié)論

1）TA15合金大鍛件抗拉強(qiáng)度隨著退火溫度的升高而增大,在800～890℃溫度范圍內(nèi),室溫強(qiáng)度升幅達(dá)90MPa,500℃高溫強(qiáng)度升幅達(dá)130MPa;室溫和500℃高溫塑性變化不大。

2）隨退火保溫時(shí)間增加,室溫拉伸強(qiáng)度呈峰值變化,3最高。室溫和5℃高溫塑性基本不變。

3）強(qiáng)度隨退火溫度升高而提高的原因是由于退火過程中基體β轉(zhuǎn)變組織析出第二相,其強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化。

參考文獻(xiàn):

[1]БориcoваEA,ChenShiqintranslation.MetallographyofTita2niumAlloys[M].Beijing:NationalDefenceIndustryPress,1986. 120.

(EA鮑利索娃等著,陳石卿譯.鈦合金金相學(xué)[M].北京:國防工業(yè)出版社,1986.120.)

[2]WangJinyou,GeZhiming,ZhouYanbang.AeronauticalTita2niumAlloys[M].Shanghai:ShanghaiScienceandTechnologyPress,1985.208.

(王金友,葛志明,周彥邦.航空用鈦合金[M].上海:上海科學(xué)技術(shù)出版社,1985.208.)

[3]ZengL,BielerTR.Effectsofworking,heattreatmentandag2ingonmicrostructuralevolutionandcrystallographictextureofα,α′,α″andβphasesinTi26Al24Vwire[J].MaterialsScienceandEngineeringA,2005,392:403.

[4]FujiiHideki.Continuouscoolingtransformationcharacteristicsofalphaplusbetatitaniumalloys[J].MaterialsScienceandEn2gineeringA,1998,243:103.

[5]FilipR,KubiakK,ZiajiaW.Theeffectofmicrostructureonthemechanicalpropertiesoftwo2phasetitaniumalloys[J].Jour2nalofMaterialsProcessingTechnology,2003,133:84.

[6]ZWf,x,LX,M,ZZ2fffβfT5y[]RMM,2.h00hangangengCaoChuniaoiinwuaJiminhuhishou.EectoheattreatmentonmechanicalpropertiesoA1titaniumalloJ.areetalaterialsandEngineering2004,33(7):768.

(張旺峰,曹春曉,李興無,馬濟(jì)民,朱知壽.β熱處理TA15鈦合金對(duì)力學(xué)性能的影響規(guī)律[J].稀有金屬材料與工程,2004,33(7):768.)

[7]LütjeringG.Influenceofprocessingonmicrostructureandme2chanicalpropertiesof(α+β)titaniumalloys[J].MaterialsSci2enceandEngineeringA,1998,243:32.

[8]ZhouYigang,ZengWeidong,YuHanqin.Thenearβforgingoverthrowstheconventionalforgingtheoryanddevelopsanewtri2modalmicrostructure [J].EngineeringScience,2001,3(5):61.

(周義剛,曾衛(wèi)東,俞漢青.近β鍛造推翻陳舊理論發(fā)展了三態(tài)組織[J].中國工程科學(xué),2001,3(5):61.)

[9]ZhouYigang,ZengWeidong,LiXiaoqin,YuHanqin,CaoChunxiao.Aninvestigationofhigh-temperaturedeformationstrengtheningandtougheningmechanismoftitaniumalloy[J].ActaMetallugicaSinica,1999,35(1):45.

(周義剛,曾衛(wèi)東,李曉芹,俞漢青,曹春曉.鈦合金高溫形變強(qiáng)韌化機(jī)理[J].金屬學(xué)報(bào),1999,35(1):45.)

[10]ИлларионовOP.Effectsofannealingtemperatureonmicro2structureandpropertiesofTA15titaniumalloy[J].LightAlloyTechnology(inRussian),2002,(526):5.