熱變形工藝對TA15合金室溫組織和性能的影響

張海成 冷恩貴 周杰 謝小川 張富淇 程立維

(1.中國第二重型機(jī)械集團(tuán)萬航模鍛有限責(zé)任公司，四川 德陽 618000；2.重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400000；3.四川大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610000)

鈦合金是重要的航空用輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料，具有高比強(qiáng)、耐蝕、耐熱等優(yōu)良性能，能夠大幅減輕航空結(jié)構(gòu)重量，是制造飛機(jī)和發(fā)動機(jī)的關(guān)鍵材料之一，其用量是衡量一個國家航空發(fā)展水平和選材先進(jìn)性的重要標(biāo)志。鈦合金材料主要應(yīng)用在航空武器裝備關(guān)鍵承力構(gòu)件，如機(jī)身上的承力框、梁等，這些關(guān)鍵承力構(gòu)件是飛機(jī)的“脊梁”，對保障航空武器裝備發(fā)展和能力形成具有重要作用，鈦合金用量占飛機(jī)結(jié)構(gòu)質(zhì)量的百分比已成為衡量飛機(jī)先進(jìn)程度的重要標(biāo)志之一。

TA15(Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)鈦合金是一種近α型鈦合金，其室溫及高溫強(qiáng)度較好，且具有優(yōu)良的熱穩(wěn)定性、焊接性及抗蠕變性能。由于其優(yōu)異的綜合性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，常服役于500℃左右[1]，多用于制造各類飛機(jī)壁板、隔框等受力較復(fù)雜的重要結(jié)構(gòu)件，是我國先進(jìn)戰(zhàn)機(jī)首選的鈦合金材料，在飛機(jī)上的用量不斷擴(kuò)大。熱變形配合熱處理是TA15材料重要的性能強(qiáng)化手段[2]。在熱變形過程中，變形溫度、變形量及變形速度是影響材料最終組織及性能的關(guān)鍵因素[3]。

文獻(xiàn)[4]采用等溫壓縮試驗(yàn)研究變形量對TA15鈦合金中初生α相和轉(zhuǎn)變β相基體形態(tài)的影響，并通過納米壓痕試驗(yàn)，分析變形量對初生α相和轉(zhuǎn)變β相基體微觀硬度的影響。文獻(xiàn)[5]研究了變形溫度對原始坯料為片狀組織的TA15合金顯微組織和性能的影響。隨著變形溫度(1030～930℃)的降低，合金的室溫抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率及斷面收縮率均增加。但TA15鈦合金的熱變形過程是一個復(fù)雜的熱力耦合行為，需系統(tǒng)地研究變形工藝參數(shù)對組織和性能的影響規(guī)律。本文研究了TA15材料熱變形過程中變形溫度(t)、變形量、變形速度(v)三個因素對材料性能的影響規(guī)律，結(jié)合顯微組織變化，為TA15合金鍛件的工藝方案制定提供技術(shù)指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用原材料為?350 mm規(guī)格的棒材，經(jīng)機(jī)加下料成16件楔形試驗(yàn)件。對1至9號楔形試驗(yàn)件進(jìn)行不同變形速度、不同變形溫度的正交鐓粗試驗(yàn)后采取統(tǒng)一的熱處理方案進(jìn)行熱處理。

材料測定的β轉(zhuǎn)變溫度tβ=995℃，選取熱變形溫度t1、t2、t3，變形速度v1、v2、v3進(jìn)行試驗(yàn)，如表1所示。變形量則由試驗(yàn)件受壓方向不同變形距離控制，鍛造變形工藝方案如圖1所示，變形后的熱處理方案如圖2所示[6]。

表1 合金的試驗(yàn)信息

圖1 合金鍛造變形示意圖

圖2 合金熱處理工藝制度

理化取樣方案如圖3所示，為了消除過于靠近兩端頭帶來的試驗(yàn)誤差干擾，每個試驗(yàn)件嚴(yán)格按照1～6區(qū)域取樣，每個區(qū)域在厚度1/2處，沿著試驗(yàn)件寬度方向分別切取2個室溫橫向拉伸試樣和1個顯微高倍組織試樣。

2 結(jié)果與討論

2.1 變形量對合金性能與組織的影響

材料鍛壓試樣形狀設(shè)計為楔形，其在不同取樣區(qū)域變形量不同(從10%～70%變化)，如圖3所示。其中，變形量ε的計算公式如式1所示，其中，H0為鍛壓前試樣高度，HK為鍛壓后試樣高度。

圖3 理化取樣方案

(1)

采用萬能試驗(yàn)機(jī)在室溫下測定各試樣室溫性能，變形速度為3 mm/s，不同變形溫度下的抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率如圖4、圖5所示，可以看出，TA15鈦合金材料在較大變形量(65%～70%之間)及較小變形量(10%～15%之間)條件下，熱變形獲得的抗拉強(qiáng)度更高，但斷后伸長率隨變形量的增加持續(xù)下降。

圖4 變形速度3 mm/s時抗拉強(qiáng)度隨變形量的變化情況

圖5 變形速度3 mm/s時斷后伸長率隨變形量的變化

用金相顯微鏡觀察變形溫度950℃、變形速度3 mm/s條件下的金相組織，如圖6所示。對金相組織分析可知，950℃、3 mm/s變形參數(shù)下不同變形量的試樣區(qū)金相組織的差異主要體現(xiàn)在片層α相的形態(tài)上。變形量較小時，如圖6(a)所示，其微觀組織由等軸α相與β轉(zhuǎn)變基體中排列規(guī)整的片層次生α相組成，屬于典型的雙態(tài)組織特征，這種組織的兩相在應(yīng)力作用下發(fā)生協(xié)調(diào)變形，同時具備相對較好的強(qiáng)度與塑性。當(dāng)變形量逐漸增大時，變形過程中α相發(fā)生變形、破碎與球化過程[7]，且原片層的次生α相在變形過程易形成內(nèi)部界面，此時β相會沿著界面嵌入次生α相使片層斷開，分離為尺寸較小的晶粒，小晶粒在后續(xù)冷卻及熱處理過程中發(fā)生球化。最后形成等軸初生α相及β轉(zhuǎn)變基體中球狀的次生α相所組成的顯微組織形態(tài)，如58%變形量對應(yīng)圖6(e)。這種組織在變形中由于失去了片層α組織對位錯與裂紋的阻礙作用且傳播路徑更為平直，導(dǎo)致材料的強(qiáng)度與塑性同時下降，故在TA15材料的應(yīng)用中應(yīng)盡量避免出現(xiàn)大量的球狀次生α相[8]。當(dāng)變形量進(jìn)一步增大時，變形過程伴隨著較為明顯的溫升，此時由破碎形成的球狀次生α相將部分轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪郲9]，較大的球狀次生α相含量減少，且變形量大的區(qū)域儲存了大量的畸變能，將在熱處理過程中為次生α相的析出提供大量形核質(zhì)點(diǎn)，最終形成由等軸初生α相加β轉(zhuǎn)變基體上更為細(xì)小次生α相組織，這種組織強(qiáng)度較高，但塑性有所下降[10]。結(jié)合楔形件的幾何特征分析，變形量較大與較小的區(qū)域位于楔形件的兩端，兩端較大的冷卻速度也是其強(qiáng)度較高的成因之一。

(a)變形量12% (b)變形量28%

2.2 變形速度對材料室溫性能的影響

為探究熱變形過程中變形速度對材料性能的影響，進(jìn)行了不同變形速度下TA15材料的熱變形試驗(yàn)。圖7和圖8分別為變形速度10 mm/s下抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率隨溫度的變化情況。對不同變形速度下試樣的性能進(jìn)行對比可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)變形速度由3 mm/s增大到10 mm/s時，材料的抗拉強(qiáng)度與斷后伸長率均有一定程度的下降，即增大變形速度會惡化材料整體性能。

圖7 變形速度10 mm/s時抗拉強(qiáng)度隨變形量的變化

圖8 變形速度10 mm/s時延伸率隨變形量的變化

用金相顯微鏡觀察變形溫度950℃、變形速度10 mm/s條件下的金相組織，如圖9所示。對比相同變形溫度與變形量下不同變形速度的金相組織示意圖可以看出，改變變形速度，其顯微組織差異主要體現(xiàn)在初生α相的形態(tài)及次生α相的厚度上，提高變形速度，初生α相由等軸狀向長條狀轉(zhuǎn)變，且次生α相片層厚度增加[11]。結(jié)合熱變形機(jī)制分析，熱變形過程的變形速度越大，其位錯移動速度越快，致使更多的位錯增殖與纏積，且變形中的動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶等軟化過程時間縮短。其中初生α相隨之發(fā)生變形且得不到軟化過程的弛豫，隨應(yīng)力加載變形為長條狀。而次生α相在較短軟化時間下能夠較好的維持片層狀而不發(fā)生等軸化，由于熱變形過程中縮短了動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶的時間，大量的畸變能儲存在晶體內(nèi)得不到釋放，致使后續(xù)熱處理過程中再結(jié)晶起始溫度降低，再結(jié)晶時間延長，晶粒長大更為充分，次生α相厚度增加。在實(shí)際鍛造生產(chǎn)中，希望獲得一定量的等軸α組織，可使鍛件在保存較好的強(qiáng)度同時具備一定的塑性，即長條狀的α組織會導(dǎo)致材料性能的降低，而片層次生α相厚度增加會致使位錯與裂紋在組織中的傳播路徑更為平直，對其阻礙與釋放應(yīng)力的能力降低，也會使得材料的性能降低。

(a)變形量12% (b)變形量28% (c)變形量39%

2.3 變形溫度對材料室溫性能的影響

研究了不同溫度(950℃、960℃、970℃)熱變形條件下材料組織與性能的差異變化，從圖4、圖5、圖7和圖8中可以看出，950℃為TA15材料的較優(yōu)熱變形溫度，在該溫度下進(jìn)行熱變形所得的材料具有較好的強(qiáng)度與塑性。用金相顯微鏡分別觀察變形溫度960℃、變形速度3 mm/s以及變形溫度970℃、變形速度3 mm/s條件下的金相組織，如圖10、圖11所示。從不同變形溫度下的試樣金相組織圖中可以看出，隨變形溫度的升高，微觀組織中初生α含量降低[12-13]，形態(tài)趨向于等軸狀，在相同變形量下，次生α相傾向于球化[14]。從熱變形過程分析可知，變形溫度越高即越接近于β相轉(zhuǎn)變溫度，初生α相含量越低。提高變形溫度，促進(jìn)材料的動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶過程，材料軟化加劇，則變形過程中應(yīng)力得到較好的釋放，初生α相變形更為協(xié)調(diào)，呈現(xiàn)球狀[15]。次生α相則在應(yīng)變與高的變形溫度下發(fā)生破碎與相變，在相對更為充足的動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶復(fù)合作用下，片層次生α相在相同的應(yīng)變量下發(fā)生更為充足的球化，致使材料整體性能下降。

(a)變形量12% (b)變形量28% (c)變形量39%

(a)變形量12% (b)變形量28% (c)變形量39%

3 結(jié)論

研究了熱變形工藝參數(shù)對TA15合金顯微組織與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨變形量的增加，材料室溫強(qiáng)度先降低后升高，斷后伸長率則持續(xù)下降；增大變形速度會降低材料綜合性能；950℃變形溫度下合金具備優(yōu)良的綜合力學(xué)性能；顯微組織分析發(fā)現(xiàn)，等軸的初生α相與基體上規(guī)則排列的次生α相使合金具備較高的強(qiáng)度與塑性；長條狀的初生α相、球化的次生α相、片層的次生α相都會降低材料性能，實(shí)際鍛造生產(chǎn)中應(yīng)避免此類組織的出現(xiàn)。

(1)隨變形量的增加，合金的力學(xué)性能先降低后升高，斷后伸長率持續(xù)下降。通常隨變形量增加，初生α相不斷發(fā)生變形、破碎、球化過程，該過程不斷惡化合金力學(xué)性能，進(jìn)一步變形過程中，由于動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶的發(fā)生，破碎的第二相作為形核結(jié)點(diǎn)促進(jìn)了再結(jié)晶發(fā)生，組織不斷被細(xì)化，而力學(xué)性能隨之上升。

(2)變形過程中同時發(fā)生動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶的軟化和形變強(qiáng)化過程，當(dāng)提高變形速度時會減少回復(fù)再結(jié)晶的軟化時間，增加位錯的增殖與畸變能的累積，初生α相在變形過程中得不到軟化的弛豫傾向于由等軸狀變形為長條狀，次生α相在后續(xù)熱處理過程中充分長大使得片層厚度增加，這種粗大組織導(dǎo)致合金的綜合性能下降。

(3)顯微組織結(jié)果表明，950℃變形溫度下，合金具備較高的綜合力學(xué)性能，優(yōu)異的力學(xué)性能歸因于初生α晶粒變形協(xié)調(diào)呈等軸狀，且尺寸減小，大量次生α相經(jīng)破碎球化后變?yōu)辄c(diǎn)狀。