隨著航空航天技術(shù)的不斷提高, 對(duì)生產(chǎn)制造航空器材料的要求越來越高, 鈦合金在航空航天中具有廣闊的使用前景[1] 。 國內(nèi)關(guān)于 α+β 兩相鈦合金的研究較多, 而關(guān)于TA15鈦合金的研究相對(duì)較少,TA15鈦合金是一種應(yīng)用十分廣泛的近α鈦合 金,它的強(qiáng)度、 熱穩(wěn)性和抗蠕變性均很好, 還是重要的損傷容限型鈦合金[2] 。 合金成分會(huì)影響TA15鈦合金的力學(xué)性能, 研究發(fā)現(xiàn), 合金中的主合金元素對(duì)合金性能的影響較大, 當(dāng)初生α相的含量減少、 次生α相片層的寬度較細(xì)時(shí), 合金的強(qiáng)度提高, 塑性下降[3-4] 。 在熱處理過程中引入 H 元素,TA15鈦合金中α相和β相的相對(duì)含量也會(huì)隨 H 含量的變化發(fā)生變化[5] 。 隨著退火溫度的不斷升高,TA15鈦合金晶粒的等軸化程度增大, 初生α相的含量逐漸減少[6] 。 通過退火、 固溶+時(shí)效和雙重?zé)崽幚淼葻崽幚砉に嚳梢詢?yōu)化TA15鈦合金的組織, 明顯提高合金的 力 學(xué) 性 能[7-9] 。 合適的形變工藝, 可以細(xì)化TA15鈦合金的晶粒, 提高其綜合性能[10-12] 。 對(duì)熱處理加工后的TA15鈦合金進(jìn)行退火, 可以使 TA15鈦合金的力學(xué)性能獲得最佳匹配[13] 。 熱處理工藝不同,TA15鈦合金中初生α相的含量和形狀均會(huì)隨 之變化, 進(jìn)而影響合金的塑性[14] 。 因此,TA15鈦合金需要經(jīng)過一系列復(fù)雜的熱處理, 才能獲得組織均勻、 力學(xué)性能優(yōu)異的半成品或零件, 所以對(duì)TA15鈦合金進(jìn)行系統(tǒng)的熱處理工藝研究以及優(yōu)化是非常必要的。

本文通過對(duì)鍛壓TA15鈦合金試樣進(jìn)行700 ~820℃的退火處理, 研究初生α相和次生α相間的轉(zhuǎn)變規(guī)律, 根據(jù)熱處理后鍛壓TA15鈦合金的微觀組織和力學(xué)性能的變化情況, 分析得到具有最佳性能匹配的熱處理工藝。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所選取的材料為鍛壓TA15鈦合金棒材,它的名義成分為 Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V。 該合金的實(shí)際化學(xué)成分如表 1 所示。

將鍛壓TA15鈦合金試樣棒材表面全部涂覆防氧化涂料后, 先在箱式電阻爐中進(jìn)行退火處理, 再進(jìn)行試樣棒材切割、 加工出標(biāo)準(zhǔn)試樣。 熱處理制度為 (700~820)℃×2 h, 空冷 (AC) (每隔 30℃設(shè)為一個(gè)熱處理制度)。 退火處理工藝如圖 1 所示。

不同溫度退火處理后的鍛壓TA15鈦合金試樣通過 UTM5350 電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫和室溫的拉伸性能測(cè)試, 設(shè)備載荷范圍為 0~300 kN, 載荷精度為 0.5%, 加載速率為 0.5 mm·min-1。 拉伸試樣根據(jù) ASTM E8/ E8M—2011[15] 標(biāo) 準(zhǔn) 制 備。 按 照 GB/ T229—2020[16] 要求, 在 JB-300 型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn) 行 沖 擊 試 驗(yàn)。 采 用 U 形 缺 口 試 樣, 尺 寸 為10 mm×10 mm×55 mm。 分別測(cè)出不同熱處理?xiàng)l件下, 室溫時(shí)的抗拉強(qiáng)度 Rm、 屈服強(qiáng)度 ReL、 斷面收縮率 Z、 伸長(zhǎng)率 A、 沖擊功 Aku。 鍛壓TA15鈦合金 高溫 (500℃) 拉伸試樣與室溫條件下的試樣相同,當(dāng)設(shè)定溫度穩(wěn)定后保溫 20 min 開始測(cè)試, 分別測(cè)出鍛壓TA15鈦合金高溫時(shí)的抗拉強(qiáng)度、 斷面收縮率與伸長(zhǎng)率。 每種性能測(cè)試 3 組數(shù)據(jù), 求平均值, 以減少試驗(yàn)所帶來的誤差。

利用 OLYMPUS-GX51 型倒置式光學(xué)顯微鏡對(duì)熱處理后的鍛壓TA15鈦合金金相組織進(jìn)行觀察, 顯微照片利用 Photo Shop 進(jìn)行處理, 將初生α相進(jìn)行涂黑處理, 處理后可觀察到相的組成情況。 通過顯微鏡自帶的 QLYCIA m3 軟件對(duì)處理后的金相組織進(jìn)行分析, 統(tǒng)計(jì)顯微組織中各主要組成相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)。 QLYCIA m3 金相分析系統(tǒng)可以利用數(shù)學(xué)、 光 學(xué)等技術(shù)理論, 對(duì)金相照片進(jìn)行圖像分析、 面積形態(tài)分析和粒子計(jì)數(shù)分析等, 被廣泛應(yīng)用于材料檢測(cè)等科學(xué)和工程研究, 為材料生產(chǎn)過程提供質(zhì)量控制。

2、結(jié)果與討論

2.1　 顯微組織分析

圖 2 為不同熱處理制度下鍛壓TA15鈦合金的金相組織, 初生α相為等軸狀, 次生α相為片層狀, 熱處理后等軸狀初生α相分布均勻。 圖 2a 為700℃退火后的顯微組織, 相組成主要為初生α相、部分次生α相、 還有少量基體β相, 初生α相所占比例最大; 圖 2b 和圖 2c 分別為 730 和 760℃退火后的顯微組織, 相組成包括初生α相和次生α相,初生α相占絕大部分, 但在 700℃ 退火后有所降低, 說明初生α相隨著溫度的升高逐漸減少, 次生α 相隨著溫度的升高逐漸增加; 圖 2d 和圖 2e 分別為 790 和 820℃退火后的顯微組織, 相組成包括初生α相和次生α相, 次生α相隨著溫度的升高逐漸增多, 初生α相的含量隨著退火溫度的升高而降低, 基體β相的含量變化不大。

通過觀察金相組織, 發(fā)現(xiàn)不同熱處理溫度的試樣中, 初生α相、 次生α相以及β相之間黏連在一起, 不便于統(tǒng)計(jì)組織中各相的相對(duì)含量。 利用 PhotoShop 軟件對(duì)顯微組織中的初生α相進(jìn)行涂黑處理,其余為次生α相以及基體β相。 再通過 QLYCIA m3金相分析系統(tǒng)處理涂黑的組織, 對(duì)各相進(jìn)行體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì), 取 3 組數(shù)據(jù)求平均值, 得到各相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)。 處理后的鍛壓TA15鈦合金金相組織如圖 3所示, 圖 3 中初生α相標(biāo)注為深色, 其余為次生α相以及基體β相。

鍛壓TA15鈦合金的塑性由次生α相與初生α相決定。 提高初生α相的含量, 合金的塑性變大,提高次生α相的含量, 合金的塑性降低。 圖 4 為不同熱處理制度下鍛壓TA15鈦合金中初生α相、 次生α相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)。 退火溫度為 700℃時(shí), 初生α相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)為 70.35%, 次生α相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)為 3.84%。 退火溫度為 820℃時(shí), 初生α相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)為 46.94%, 次生α相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)為18.26%。 隨著退火溫度的逐漸升高, 初生α相的含量逐漸降低, 次生α相的含量逐漸增加, 基體相的含量基本不變。

2.2　 退火處理對(duì)鍛壓TA15鈦合金力學(xué)性能的影響

2.2.1　 室溫力學(xué)性能測(cè)試

鍛壓TA15鈦合金退火處理后, 室溫條件下的力學(xué)性能如圖 5 所示。 圖 5a 為鍛壓TA15鈦合金抗拉強(qiáng)度的變化曲線, 隨著退火溫度的升高, 抗拉強(qiáng)度逐漸增大, 退火溫度為 820℃時(shí), 不同取樣方向下的試樣的抗拉強(qiáng)度均達(dá)到最大值, 其中縱向抗拉強(qiáng)度達(dá)到 986 MPa; 圖 5b 為鍛壓TA15鈦合金屈服強(qiáng)度的變化曲線, 總體來說, 隨著退火溫度的升高,與抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律相似, 在 820℃時(shí)縱向屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值 882 MPa; 圖 5c、 圖 5d 分別為鍛壓TA15鈦合金伸長(zhǎng)率和斷面收縮率的變化曲線,隨退火溫度的升高, 相同取樣方向的力學(xué)性能的變化趨勢(shì)基本相同, 820℃ 退火的樣品, 其縱向伸長(zhǎng)率為 13.5%; 圖 5e 為鍛壓TA15鈦合金沖擊韌性的變化曲線, 不同的取樣方向, 性能的變化規(guī)律也不同, 隨著退火溫度的升高, 橫向取樣時(shí), 沖擊韌性呈“幾”字形變化; 縱向取樣時(shí), 沖擊韌性在800℃時(shí)達(dá)到最大值后略有降低。

2.2.2　 高溫力學(xué)性能測(cè)試

鍛壓TA15鈦合金退火處理后, 高溫 (500℃)力學(xué)性能如圖6 所示。 圖6a為鍛壓TA15鈦合金抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律, 橫向抗拉強(qiáng)度在 820℃時(shí)達(dá)到最大值; 圖6b為鍛壓TA15鈦合金伸長(zhǎng)率的變化規(guī)律, 隨著退火溫度的升高, 橫向伸長(zhǎng)率在760℃時(shí)達(dá)到最大值, 縱向伸長(zhǎng)率在 820℃ 時(shí)達(dá)到最大值;圖 6c 為鍛壓TA15鈦合金斷面收縮率的變化規(guī)律,橫向斷面收縮率在760℃ 時(shí)達(dá)到最大值58%, 縱向斷面收縮率在820℃ 時(shí)達(dá)到最大值 63%。

2.3　 退火處理后鍛壓TA15鈦合金的顯微組織與力學(xué)性能的關(guān)系

由以上結(jié)果可以看出, 鍛壓TA15鈦合金的顯微組織對(duì)熱處理工藝參數(shù)十分敏感, 采用不同的退火溫度可以得到不同的顯微組織, 而合金的力學(xué)性能又取決于合金組織中各組成相的形態(tài)、 相對(duì)體積分?jǐn)?shù)和大小尺寸等因素。 鍛壓TA15鈦合金的顯微組織在 700~820℃的退火溫度范圍內(nèi), 金相組織主要包括初生α相、 次生α相以及基體β相。 隨著退火溫度的逐漸升高, 初生α相的含量減少, 次生α相的含量增多, 在 820℃ 時(shí)初生α相的含量最少,次生α相的含量最多, 基體β相的含量基本沒有變化。 退火后鍛壓TA15鈦合金的力學(xué)性能發(fā)生明顯變化, 隨著退火溫度的升高, 鍛壓TA15鈦合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化趨勢(shì)基本一致, 在820℃ 時(shí)達(dá)到最大值; 伸長(zhǎng)率、 斷面收縮率、 沖擊韌性隨著退火溫度的升高并未單調(diào)的下降, 在不同的退火溫度下也會(huì)出現(xiàn)最大值。 這是因?yàn)? 在雙態(tài)組織中, 隨著初生等軸α相的減少, β基體、 次生片層α相的相界面增多, 會(huì)使鈦合金的強(qiáng)度提高,伸長(zhǎng)率降低, 而α相和原始β相晶粒尺寸的減小有利于提高鈦合金的塑性。 鍛壓TA15鈦合金在相變點(diǎn)溫度以下進(jìn)行熱處理, 820℃ 時(shí)的組織和性能匹配最佳。

3、結(jié)論

(1) 鍛壓TA15鈦合金在 700~820℃退火處理后, 顯微組織中主要由初生等軸α相、 基體β相以及次生片層狀α相組成。

(2) 隨著退火溫度的升高, 初生α相的含量逐漸降低, 相對(duì)體積分?jǐn)?shù)由 70.35%降至 46.42%, 次生α相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù)由 3.84%升高至 18.26%。

(3) 鍛壓TA15鈦合金的力學(xué)性能與取樣方向有關(guān), 室溫和高溫 (500℃) 條件下的力學(xué)性能受不同熱處理制度的影響較大。 且隨著退火溫度的升高, 鍛壓TA15鈦合金強(qiáng)度先降低后升高, 塑性先增高后降低。

(4) 對(duì)比不同熱處理溫度下樣品的室溫和高溫(500℃) 條件下的拉伸性能, 在 820℃ 退火的樣品, 其抗拉強(qiáng)度最高為 986 MPa, 伸長(zhǎng)率為 13.5%,強(qiáng)度和塑性匹配較好。

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