鍛造工藝對Ti-1300合金棒材組織和性能的影響

周 偉，辛社偉，李 倩，賈蔚菊，張思遠，毛成亮，李思蘭

(西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

與α、α+β型鈦合金相比，β型鈦合金具有更好的強度、塑性和韌性匹配，因而在航空航天、石油化工等領域得到了廣泛的應用[1，2]。隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，對鈦合金比強度、塑性、韌性等提出了更高要求，具有更高強度水平的超高強度鈦合金(Rm≥1250 MPa)成為鈦合金材料的重點研究方向。其代表性的合金有美國的Ti-5553[3]、俄羅斯的VST-55531[4]和我國的Ti-1300[5]合金等。與其他β型高強鈦合金相比，這些合金具有更高的強度和足夠的韌性，同時具有較寬的加工范圍和良好的淬透性，而且不易產(chǎn)生成分偏析，特別適用于飛機起落架和機身、機翼中的各種重要承力構件，可實現(xiàn)更優(yōu)的減重效果。

眾所周知，鈦合金材料加工、組織和性能之間的關系一直是熱加工領域的研究熱點，β型鈦合金的組織和性能更強烈依賴于加工過程。常用的鈦合金鍛造工藝主要有β鍛造、近β鍛造和α+β鍛造[6,7]。不同鍛造工藝通過影響組織中α相與β相的比例、形態(tài)及大小，最終導致力學性能的差異。

Ti-1300合金是西北有色金屬研究院設計開發(fā)的一種超高強結構鈦合金，該合金棒材力學性能滿足Rm>1350 MPa,A>8%，KIC>55 MPa·m1/2，達到了BOEING公司標準BMS7-360H對Ti-5553合金的要求。對于Ti-1300超高強鈦合金，國內(nèi)學者開展了包括合金熱處理工藝[8]、變形行為[9]、管材成形工藝[10]、相轉變特征[11]等大量的研究工作，但關于不同鍛造工藝下Ti-1300合金顯微組織和力學性能的研究較少。為此，對Ti-1300合金棒材進行了β鍛造、近β鍛造和α+β兩相區(qū)鍛造試驗，研究鍛后Ti-1300合金棒材的顯微組織和力學性能，以期為制備滿足不同性能需求的Ti-1300合金鍛件提供參考。

1 實 驗

實驗材料為西北有色金屬研究院生產(chǎn)的Ti-1300合金鍛坯，規(guī)格為200 mm×200 mm，(α+β)/β相轉變溫度為(830±5)℃。鍛坯組織為未被完全破碎的粗大β晶粒，晶內(nèi)析出彌散細小球狀α顆粒，如圖1所示。

圖1 Ti-1300合金鍛坯顯微組織Fig.1 Microstructure of Ti-1300 alloy forging billet

為了研究鍛造工藝對Ti-1300合金棒材顯微組織和力學性能的影響，分別采用α+β鍛造、近β鍛造和β鍛造3種工藝將鍛坯加工成φ130 mm的棒材，具體工藝參數(shù)見表1。分別從3種工藝制備的Ti-1300合金棒材上取樣，進行760 ℃/1 h/AC+540 ℃/4 h/AC固溶時效處理。采用Olympus MG3光學顯微鏡和JSM-6700掃描電子顯微鏡(SEM)觀察Ti-1300合金棒材的顯微組織和斷口形貌。采用INSTRON 5985萬能拉伸試驗機進行拉伸性能和平面應變斷裂韌性試驗。采用MTS810疲勞試驗機測試疲勞裂紋擴展速率，載荷比R=0.1。

表1 Ti-1300合金鍛造工藝

2 結果與討論

2.1 鍛造工藝對Ti-1300合金顯微組織的影響

圖2為經(jīng)過α+β鍛造、近β鍛造和β鍛造后Ti-1300合金棒材的顯微組織。由于Ti-1300合金含有較多的β穩(wěn)定元素，具有較高的β穩(wěn)定性，抑制了α相的析出和長大，因此光學顯微鏡下難以清晰分辨出相的形態(tài)和尺寸特征，只能直觀地比較析出相的含量。Ti-1300合金棒材經(jīng)α+β鍛造和近β鍛造后，粗大的β晶粒被完全破碎，局部可觀察到遺留的晶界痕跡，顯微組織為大量細小析出相均勻密集地分布在β基體上(圖2a、2b)。相比之下，β鍛造后的合金組織明顯不同，其特征是粗大的β晶粒被壓扁變形，原始晶界不同程度地被破碎，析出相只在晶界附近析出且數(shù)量較少(圖2c)。

圖2 不同鍛造工藝下Ti-1300合金棒材的顯微組織Fig.2 Microstructures of Ti-1300 alloy bars under different forging processes: (a) α+β forging;(b) near β forging;(c) β forging

鈦合金在α+β相區(qū)進行固溶時效處理通常不改變鍛造后生成的初生α相形態(tài)，僅能通過固溶溫度控制α相和β相比例[12]。3種鍛造工藝采用相同的固溶溫度，因此可以通過熱處理后的顯微組織表征鍛造工藝對析出相形態(tài)的影響。為了能更好地揭示不同鍛造工藝下Ti-1300合金初生α相的形態(tài)，對不同鍛造工藝下熱處理試樣進行了SEM組織觀察，如圖3所示。從圖3可以看出，高倍顯微鏡下能清楚地觀察到初生α相(αp)的形貌和大小特征。Ti-1300合金經(jīng)α+β鍛造后αp相呈等軸狀，分布較為均勻，尺寸大小相當，直徑3～5 μm。近β鍛造后αp相多為短棒狀，寬度約1 μm，長度為3～7 μm，另有少量細小等軸初生α相，平均直徑為0.5 μm。由于β鍛造的變形溫度在相變點之上，原始晶粒粗大，直徑200～300 μm，鍛造后晶粒被不完全破碎，沿晶界破碎生成的塊狀α相形狀不規(guī)則，且分布不均勻。有報道稱，塊狀α相與合金中元素不均勻擴散和內(nèi)吸附引起的成分偏析有關[13]。

圖3 Ti-1300合金棒材經(jīng)不同工藝鍛造及熱處理后的顯微組織Fig.3 Microstructures of Ti-1300 alloy bars after different forging processes and heat treatment： (a) α+β forging;(b) near β forging;(c) β forging

2.2 鍛造工藝對Ti-1300合金力學性能的影響

表2是Ti-1300合金棒材經(jīng)不同工藝鍛造及熱處理后的室溫拉伸和斷裂韌性測試結果。從表2可以看出，近β鍛造和β鍛造Ti-1300合金的抗拉強度較高，超過α+β鍛造約40 MPa，但α+β鍛造Ti-1300合金的塑性最好，延伸率13.0%，斷面收縮率為51.0%，高于近β鍛造和β鍛造。對比分析3種工藝后棒材的斷裂韌性可知，β鍛造后Ti-1300合金的斷裂韌性最高，KIC值達到70.3 MPa·m1/2，近β鍛造次之，為52.7 MPa·m1/2，α+β鍛造后的斷裂韌性僅為45.6 MPa·m1/2。鈦合金斷裂韌性的高低主要與裂紋尖端塑性區(qū)的尺寸有關[14]。

表2 Ti-1300合金棒材經(jīng)不同工藝鍛造及熱處理后的拉伸性能和斷裂韌性

圖4為Ti-1300合金棒材經(jīng)不同工藝鍛造及熱處理后的疲勞裂紋擴展速率。從圖4可以看出，應力強度因子ΔK在10～15 MPa·m1/2時(Ⅰ區(qū))，3種狀態(tài)的疲勞裂紋擴展速率均在10-5～5×10-4mm/cycle之間。隨著ΔK增大(Ⅱ、Ⅲ區(qū))，合金疲勞裂紋擴展速率呈上升趨勢?？傮w而言，β鍛造Ti-1300合金較近β鍛造和α+β鍛造的具有更低的疲勞裂紋擴展速率。裂紋擴展過程強烈依賴于材料斷裂韌性，材料斷裂韌性是裂紋擴展的內(nèi)在抗力參量[15]，因此斷裂韌性越高，疲勞裂紋擴展越緩慢。

圖4 不同鍛造工藝下Ti-1300合金棒材的疲勞裂紋 擴展速率Fig.4 Fatigue crack propagation rate of Ti-1300 alloy bars under different forging processes

從組織與性能的關系角度分析，Ti-1300合金在不同鍛造工藝下表現(xiàn)出的性能差異主要是初生α相(αp)和次生α相(αs)共同作用的結果。

αp相含量變化會改變亞穩(wěn)β相的溶質原子濃度，從而對αs相產(chǎn)生影響。β鍛造后初生αp相含量較其他2種鍛造工藝明顯減少，亞穩(wěn)β相相對不穩(wěn)定，αs相易形核和長大，易形成較大長寬比的次生α相，這種組織斷裂時更容易使裂紋發(fā)生偏折，合金的斷裂韌性提高。

3 結 論

(1) 鍛造工藝對Ti-1300合金棒材顯微組織影響較大，不同鍛造工藝下初生α相的形貌、尺寸均有所不同。α+β鍛造后的初生α相為細小等軸狀，近β鍛造后多為短棒狀，β鍛造后為沿晶界形成尺寸較大的塊狀α相。

(2) Ti-1300合金棒材經(jīng)不同工藝鍛造及相同條件熱處理后表現(xiàn)出的性能差異是初生α相和次生α相共同作用的結果。近β和β鍛造后合金的抗拉強度高于α+β鍛造約40 MPa。β鍛造后合金表現(xiàn)出較高的斷裂韌性，近β鍛造次之，α+β鍛造最低。本實驗條件下，經(jīng)β鍛造的Ti-1300合金棒材抗拉強度達到1390 MPa，斷裂韌性超過70 MPa·m1/2，是最優(yōu)的鍛造工藝。