Ti-6Al-4V合金鑄件拉伸性能差異原因分析

（北京百慕航材高科技股份有限公司，中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095）

由于鈦及其合金具有的獨(dú)特優(yōu)異性能，航空航天工業(yè)中一些具有復(fù)雜形狀的重要零部件，常采用Ti-6Al-4V作為主要的鑄造鈦合金材料。航空航天領(lǐng)域使用的鈦合金鑄件98%以上均采用鈦合金熔模精密鑄造工藝生產(chǎn)[1]，國(guó)外宇航鑄件產(chǎn)品的化學(xué)成分和力學(xué)性能必須滿足客戶的合格驗(yàn)收標(biāo)準(zhǔn)要求。一般以附鑄試棒的拉伸性能作為評(píng)價(jià)熔模精密鑄件力學(xué)性能的標(biāo)準(zhǔn)方法，常規(guī)的拉伸性能包括抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和斷面收縮率。拉伸試樣分附鑄試樣和切取試樣兩種，本例中均采用同一尺寸規(guī)格要求的附鑄試樣作為評(píng)價(jià)熔模精密鑄件力學(xué)性能的標(biāo)準(zhǔn)。

現(xiàn)有兩種國(guó)外宇航類Ti-6Al-4V鈦合金，產(chǎn)品名稱分別為支承座鑄件和肋板鑄件[1]。支承座是在航空發(fā)動(dòng)機(jī)內(nèi)部將其他結(jié)構(gòu)件安裝支撐在發(fā)動(dòng)機(jī)主軸上的重要部件，肋板鑄件為發(fā)動(dòng)機(jī)吊掛部位用于發(fā)動(dòng)機(jī)和機(jī)翼連接的重要結(jié)構(gòu)零件。在具體實(shí)際生產(chǎn)實(shí)踐中發(fā)現(xiàn)，支承座的抗拉強(qiáng)度不能達(dá)到客戶的標(biāo)準(zhǔn)要求，屈服強(qiáng)度勉強(qiáng)合格。

文中運(yùn)用失效分析方法，通過對(duì)比兩種鑄件拉伸試棒的化學(xué)成分、斷口宏微觀觀察、金相組織分析和鑄造工藝方面的差異[2]，找到該鑄件附鑄拉伸試棒抗拉強(qiáng)度較低和拉伸性能差異的原因，通過工藝調(diào)整改善，達(dá)到客戶產(chǎn)品驗(yàn)收的力學(xué)性能標(biāo)準(zhǔn)要求，為解決其他類似情況下的熔模精密鑄件產(chǎn)品拉伸強(qiáng)度不達(dá)標(biāo)的情況提供參考，提高鑄件性能合格率。

1 實(shí)驗(yàn)方法

支承座和肋板這兩種鑄件均采用熔模精密鑄造工藝，將一定數(shù)量的力學(xué)拉伸試樣毛坯尺寸的蠟?zāi)：附釉谙災(zāi)沧⑾到y(tǒng)上（見圖 1），經(jīng)涂料和脫蠟焙燒工序制備成精密鑄造氧化鋯耐火材料型殼，使用同一批次Ti-6Al-4V合金在100 kg真空凝殼爐上進(jìn)行重熔離心澆注，澆注完成后爐冷，出爐清理型殼得到的力學(xué)試棒鑄造毛坯，經(jīng)熱等靜壓處理（HIP，高純氬氣120 MPa，910 ℃，2 h），對(duì)附鑄試棒毛坯車取試末，按HB 7716.13—2002方法進(jìn)行化學(xué)成分測(cè)試，并加工成Φ5 mm×25 mm（標(biāo)距）力學(xué)拉伸試樣。拉伸試驗(yàn)在Instron-4507型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，測(cè)試其室溫下拉伸抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率、端面收縮率。采用JSM-5600LV型掃描電鏡對(duì)拉伸斷口進(jìn)行微觀觀察。在靠近斷口位置截取金相試樣，磨拋腐蝕后采用OLYPUS PMES3型光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 化學(xué)成分分析

兩種鑄件的化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求，由于均采用的同批次Ti-6Al-4V母合金進(jìn)行澆注，從表1可以看出，兩者化學(xué)成分水平?jīng)]有明顯差異。

表1 兩種鑄件的化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of two castings

2.2 拉伸性能和斷口檢測(cè)

兩種鑄件的附鑄試樣測(cè)試的室溫拉伸性能見表2，主要是拉伸強(qiáng)度數(shù)據(jù)有較大差距，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別相差60 MPa和70 MPa以上，

表2 兩種鑄件的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of two castings

將肋板和支承座鑄件拉斷后的試棒分別標(biāo)記為1#, 2#和3#, 4#，在體式顯微鏡下觀察各斷口及斷口側(cè)表面（見圖2和3）。

圖2 肋板1#斷口及斷口側(cè)表面宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of lib 1# fracture and lateral surface of fracture

圖3 支承座3#斷口及斷口側(cè)表面宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of supporting holder 3# fracture and lateral surface of fracture

斷口整體形貌未見明顯差異，整體均較粗糙，斷面高度差較大，由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)組成。中部為粗糙的纖維區(qū)和擴(kuò)展區(qū)，沒有明顯的分界線，斷口呈現(xiàn)銀灰色，斷口未見明顯的頸縮變形。

兩種鑄件拉伸試棒的斷口的微觀形貌基本相同，均呈現(xiàn)沿晶與穿晶的混合型斷口特征（見圖4和5）。斷口纖維區(qū)由不同的平面和韌窩組成，存在沿晶界的二次裂紋。接近試樣斷口邊緣呈韌窩特征。斷口表面未見明顯的冶金缺陷。

2.3 金相檢查

分別在肋板和支承座上的夾持段橫向截取以及靠近斷口附近縱向截取金相試樣，磨制拋光腐蝕后觀察其金相組織形貌。

圖6所示為肋板和支承座低倍形貌。肋板和支承座縱向試樣可見斷口呈沿晶和穿晶斷裂的混合特征，肋板的晶粒大小未見明顯差異，支承座的晶粒大小未見明顯差異，但 1#和 2#肋板的晶粒相對(duì) 3#和 4#支承座的晶粒更細(xì)小。

圖4 肋板1#斷口微觀形貌Fig.4 Micro morphology of lib1# specimen Fracture surface

圖5 支承座3#斷口微觀形貌Fig.5 Micro morphology of supporting holder 3# specimen fracture surface

肋板和支承座的金相組織由集束狀片層α相、片間β和晶界組成，未見明顯的成分偏析等冶金缺陷，其中支承座的組織中可見集束狀片層α相和晶粒晶界明顯寬化的現(xiàn)象（見圖7）。肋板和支承座金相組織中的α片層間距和晶界寬度統(tǒng)計(jì)結(jié)果見表 3，肋板的α片層平均間距為 5.5～6 μm,平均晶界寬度約為 13～14 μm，支承座的平均α片層間距約為肋板的2倍，平均晶界寬度比肋板大，約為10～21 μm。

表3 α片層間距和晶界寬度統(tǒng)計(jì)結(jié)果Tab.3 Statistical results of α lamellar spacing and crystal boundary width

圖7 肋板1#和支承座3#試樣橫向金相組織形貌Fig.7 Microstructure of transverse metallographic structure of lib1# and supporting holder 3# specimen

3 分析與討論

表2數(shù)據(jù)表明，肋板和支承座的化學(xué)成分差異不大，由此可排除肋板和支承座強(qiáng)度性能數(shù)據(jù)存在差異與其化學(xué)成分有關(guān)。

一般情況下，常溫下細(xì)晶材料比粗晶材料具有更高的力學(xué)性能指標(biāo)，這是因?yàn)榫Ы缑媸俏诲e(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，晶粒越細(xì)小，晶界越多，位錯(cuò)被阻滯的地方就越多，障礙也就越大，需要加大外力才能使晶體產(chǎn)生滑移，強(qiáng)度指標(biāo)就越高[3]。在全部為層片狀組織的合金中，根據(jù)Hall-Petch方程可知，屈服強(qiáng)度的相關(guān)組織參數(shù)可能是層片間距[4]。晶粒內(nèi)部α片層間距越小，在發(fā)生變形時(shí)具有交錯(cuò)阻礙移動(dòng)的作用，裂紋形核的尺寸就越大，也有利于提高合金的強(qiáng)度。金相組織檢查表明：肋板的原始β晶粒尺寸和晶粒內(nèi)部的α片層間距，均小于支承座的原始β晶粒尺寸和晶粒內(nèi)部α片層間距。因此，晶粒度和晶內(nèi)片層組織的差異是造成肋板和支承座的拉伸性能存在差異的主要原因。

從斷口形貌上可以看到，斷口表面凹凸不平，整體較粗糙，均無明顯頸縮現(xiàn)象，中部為粗糙的纖維區(qū)和擴(kuò)展區(qū)，沒有明顯的分界線。纖維區(qū)由不同的平面和韌窩組成，存在沿晶的二次裂紋，接近試樣斷口邊緣呈韌窩特征，為混合型斷裂。還可以看到大量的長(zhǎng)條狀斷裂平面，經(jīng)對(duì)比分析發(fā)現(xiàn)，這些長(zhǎng)條狀斷面與合金顯微組織中片層狀α相對(duì)應(yīng)。斷口表面未見明顯的冶金缺陷。由此說明肋板和支承座的強(qiáng)度差異與材料本身的缺陷無關(guān)。

鑄件的力學(xué)性能主要由合金種類、化學(xué)成分和冷卻條件3個(gè)因素共同決定[8]。在同種牌號(hào)合金化學(xué)成分相同的情況下，鑄件的冷卻條件是影響鑄件晶粒大小和α相片層間距的決定性因素。鑄件的微觀組織尺寸和鑄件尺寸、冷卻速度有關(guān)，隨著鑄件截面積增加，冷卻速度變慢，晶粒度長(zhǎng)大[5]。Ti-6Al-4V的α＋β合金鑄態(tài)組織受鑄件冷卻條件的影響，當(dāng)冷卻速度快時(shí)，片狀α變得又長(zhǎng)又短又尖，冷卻速度慢時(shí)，片狀α變得又寬又短[6]。β晶粒尺寸和α/β片層間距隨鑄件模數(shù)的增加或冷卻速度的減小而呈增加趨勢(shì)。抗拉強(qiáng)度隨冷卻速度的增加而逐漸增加[7]。這也就是說，同一種合金的化學(xué)成分即使相同，但是冷卻條件不同，其力學(xué)性能也不同。由此可以推斷，肋板和支承座附鑄拉伸試棒的抗拉強(qiáng)度數(shù)據(jù)存在差異，主要與其鑄件的冷卻條件有關(guān)。兩種鑄件鑄造工藝均采用耐火陶瓷型殼的精密鑄造成形工藝，臘模和型殼制備工藝相同，鑄件模組澆注質(zhì)量均為100 kg左右，鑄件模數(shù)基本相同，真空凝殼爐熔煉澆注工藝相同。從圖7鑄件模組示意圖可以看出，有明顯區(qū)別的是這兩種鑄件的附鑄拉伸試棒在模組中的放置位置有所不同，肋板的鑄造試樣放置在鑄件澆注系統(tǒng)的外側(cè)，而支承座鑄造試樣放在了鑄件澆注系統(tǒng)的內(nèi)部。在鑄造過程中，當(dāng)熔融鈦金屬液澆注充型完成以后，兩者的鑄造試棒的冷卻條件會(huì)有明顯差別，相比之下，由于支承座的附鑄試棒置于鑄件近似半封閉形狀的內(nèi)部，同時(shí)被厚大的澆道系統(tǒng)圍繞，會(huì)導(dǎo)致附鑄試棒冷卻散熱條件較差，冷卻速度變慢，造成支承座拉伸試棒晶粒度尺寸和晶內(nèi)組織尺寸粗大，抗拉強(qiáng)度迅速降低，不能較好地代表鑄件力學(xué)性能水平。因此，為了獲得較好的冷卻條件和相應(yīng)的微觀組織，在蠟?zāi)＝M模階段，需要對(duì)支承座附鑄的拉伸試棒在模組中的放置位置進(jìn)行改變調(diào)整。為了使隨爐鑄造試棒更準(zhǔn)確地反映鑄件的力學(xué)性能，在蠟?zāi)＝M模階段，對(duì)支承座附鑄的拉伸試棒在模組中的放置位置進(jìn)行了改變調(diào)整。通過將試棒放置于鑄件形狀外側(cè)下部，改變位置后的鑄件拉伸性能得到快速明顯改善，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度平均值達(dá)到了895和804 MPa，提高了近40 MPa，完全滿足了標(biāo)準(zhǔn)要求。

4 結(jié)論

通過以上對(duì)Ti-6Al-4V鈦合金精密成形兩種鑄件拉伸試樣的失效分析，以及拉伸強(qiáng)度性能差異的原因討論，可以得到以下結(jié)論：

1) 在鑄件成分相同的條件下，晶粒度大小和 α片層間距的差異是造成肋板和支承座的拉伸性能存在較大差異的主要原因；

2) 附鑄拉伸試棒在鑄件模組中的位置的不同，導(dǎo)致試棒具有不同冷速，最終造成拉伸性能的差異，因此，在蠟?zāi)＝M模階段，需要考慮附鑄試棒的位置以反映鑄件真實(shí)力學(xué)性能。

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