鈦合金緊固件在飛機(jī)上使用不僅可以達(dá)到減重、耐腐蝕的目的,而且是鈦合金構(gòu)件與碳纖維復(fù)合材料構(gòu)件連接的最佳連接件[1,2]。TC16(Ti-3Al-5Mo-4.5V)鈦合金屬于α+β兩相合金,通過熱軋或熱拉拔加工成棒材和絲材,大量用于制備航空緊固件[3-5]。退火態(tài)TC16鈦合金棒材或絲材具有良好的冷加工塑性,其室溫冷鐓比達(dá)到1∶4,冷鐓后可直接使用或固溶時(shí)效后使用[6-8]。張青來等[9-11]對TC16鈦合金熔煉工藝、鍛造、熱軋、熱處理規(guī)范以及組織性能和冷鐓成形等方面進(jìn)行了大量的前期實(shí)驗(yàn)研究,所研制的TC16熱軋棒材經(jīng)退火處理后具有優(yōu)異的室溫成形性能,如斷面收縮率達(dá)到64%,冷鐓變形量達(dá)到80%。冷變形對材料力學(xué)性能具有明顯的影響,如冷變形量的增加致使BT-14和近α型TC2鈦合金板材抗拉強(qiáng)度和硬度得以提高[12,13]。經(jīng)檢索,國內(nèi)關(guān)于α+β兩相TC16鈦合金的研究主要集中在其棒材和絲材的加工方面,鮮有關(guān)于其冷軋板材軋制的報(bào)道。

以TC16鈦合金熱軋棒材為研究對象,通過冷軋實(shí)驗(yàn)研究TC16鈦合金冷軋成形性能,分析冷軋板材的組織與力學(xué)性能,為今后TC16鈦合金板材冷軋工藝開發(fā)提供必要的技術(shù)支持。

1、實(shí)驗(yàn)

采用真空自耗電極熔化爐3次重熔制備直徑為210mm的TC16鈦合金鑄錠,其化學(xué)成分如表1所示。鑄錠在β相區(qū)開坯,開始和結(jié)束溫度分別控制在1150和800℃左右,之后熱鍛和軋制成直徑為7.72mm的棒材。為了提高TC16鈦合金棒材的冷鐓性能,根據(jù)前期的研究結(jié)果,本實(shí)驗(yàn)首先對TC16鈦合金棒材進(jìn)行退火處理:將熱軋棒材加熱至780℃,保溫2h后,隨爐冷卻至500℃時(shí)空冷。利用磨床去除熱處理棒材表面氧化層。經(jīng)拉伸和冷頂鍛試驗(yàn),退火態(tài)TC16鈦合金棒材性能如表2所示。

采用兩輥軋機(jī)對直徑為7.72mm的退火態(tài)TC16合金棒材進(jìn)行縱向多道次冷軋板材試制試驗(yàn),以觀察合金冷軋成形性能和冷軋變形量對其組織與性能的影響。

從冷軋板材上截取試樣。金相試樣經(jīng)過鑲嵌、粗磨、精磨和拋光,采用Kroll試劑(HF、HNO3和H2O按體積比1∶2∶50混合)腐蝕。利用LEICADM2500M型正置光學(xué)顯微鏡(OM)和JEOLJSEM-7001F型高分辨掃描電鏡(SEM)觀察和分析材料的微觀組織。由于冷軋板材尺寸限制,拉伸試樣采用非標(biāo)準(zhǔn),其尺寸(mm)如圖1所示。拉伸性能測試采用KX-WDW3200萬能試驗(yàn)機(jī)完成。使用HVS-1000Z型自動轉(zhuǎn)塔數(shù)顯顯微硬度計(jì),沿板材橫斷面取3~5個點(diǎn)測量顯微硬度,加載載荷為4.9N,保壓時(shí)間為15s。

利用D8ADVANCE型X射線衍射儀對試樣進(jìn)行物相分析,采用2θ角連續(xù)掃描模式,電壓和電流分別為40kV和200mA,掃描速度為4°/min,掃描范圍為30°~90°。

2、結(jié)果與分析

2.1冷軋實(shí)驗(yàn)結(jié)果

退火態(tài)TC16合金的縱向多道次冷軋板材試制結(jié)果表明,當(dāng)冷變形量為73%時(shí),僅在冷軋板材頭部出現(xiàn)微裂紋(見圖2a),板材其他部位未見任何缺陷出現(xiàn);冷變形量達(dá)到79%時(shí),板材頭部裂紋向內(nèi)擴(kuò)展(見圖2b),即冷軋變形達(dá)到極限,與前期該合金冷鐓極限變形量80%[10]結(jié)果吻合。因此,對TC16鈦合金進(jìn)行適當(dāng)?shù)耐嘶鹛幚?利用其優(yōu)異的冷鐓成形性能,完全可以實(shí)施冷軋加工,以代替?zhèn)鹘y(tǒng)的熱軋工藝。

2.2微觀組織

圖3所示為不同冷軋變形量后TC16冷軋板材SEM照片。退火后的熱軋TC16鈦合金棒材組織由細(xì)小的等軸α晶粒和β相組成,如圖3a所示。經(jīng)過冷軋后,隨著冷軋變形量的增加,α晶粒沿軋制方向逐漸被拉長、破碎,最后完全變成纖維狀。當(dāng)冷軋變形量為18%時(shí),合金內(nèi)組織變形不均勻,由原始的等軸α晶粒和彎曲交錯狀α晶粒以及β相組成,如圖3b所示;當(dāng)冷軋變形量為39%~47%時(shí),等軸α晶粒被拉長,存有一定數(shù)量的未充分變形的α晶粒,如圖3c和3d所示;當(dāng)冷軋變形量為73%~79%時(shí),等軸α晶粒完全被拉長成纖維狀,但仍存

有極少量的未充分變形的α晶粒,且組織分布均勻,如圖3e和3f所示。

圖4為TC16冷軋板材的金相組織。由圖4可見,冷軋板材組織為與壓縮軸線方向垂直的纖維狀組織;隨著冷軋變形量的增加,β相比例增加,特別是冷軋變形量達(dá)到73%以后,可觀察到明顯的黑色帶狀組織,這些黑色帶狀組織幾乎全部為β相。β或亞穩(wěn)β鈦合金劇烈冷軋變形后,組織中除了纖維組織和孿晶外,在高倍透射電鏡(TEM)下還可觀察到形成的高密度位錯[14,15]。

2.3XRD物相分析

圖5為不同冷軋變形量TC16冷軋板材的XRD圖譜。從圖5可以看出,冷變形量為18%時(shí),在2θ角56°附近出現(xiàn)少量的α″馬氏體相[16];變形量大于73%時(shí),α相和β相峰值強(qiáng)度均得到增強(qiáng),除了56°附近出現(xiàn)少量的α″馬氏體相外,在45°附近發(fā)現(xiàn)新的α″馬氏體相峰,其峰強(qiáng)度隨著變形增加而增強(qiáng),說明在劇烈的冷變形后產(chǎn)生了數(shù)量較多的α″馬氏體相。

2.4顯微硬度和力學(xué)性能

2.4.1顯微硬度

為了說明冷變形對TC16鈦合金強(qiáng)化的影響,在冷軋過程中對不同冷軋變形量板材分別取樣進(jìn)行顯微硬度測試,結(jié)果如圖6所示。由圖6可見,TC16冷軋板材顯微硬度隨冷軋變形量增大而增加,發(fā)生了冷變形強(qiáng)化,其強(qiáng)化程度取決于變形量大小[17]。

當(dāng)冷變形量為39%時(shí),維氏顯微硬度為3.07GPa,相比原始態(tài)顯微硬度(2.96GPa)提高了3.72%;此時(shí)應(yīng)力誘發(fā)的α″馬氏體相含量很少(見圖5),對其硬度影響較小;之后顯微硬度快速增加,當(dāng)冷變形量為73%時(shí),顯微硬度為3.40GPa,增加了14.86%,合金板材獲得了明顯的冷形變強(qiáng)化。除了冷加工硬化和形成的高密度位錯外,產(chǎn)生的數(shù)量較多的α″馬氏體相也是其影響因素之一。

2.4.2力學(xué)性能

圖7為不同變形量TC16鈦合金板材的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖7可觀察到,熱軋棒材經(jīng)780℃保溫2h,隨爐冷卻至500℃空冷后,其室溫拉伸應(yīng)力隨應(yīng)變的增加快速達(dá)到最大應(yīng)力(900MPa),之后隨應(yīng)變增加而緩慢減小,發(fā)生明顯的縮頸,最后斷裂,延伸率和斷面收縮率分別達(dá)到16%和64%。不同變形量的冷軋板材室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)“雙屈服”現(xiàn)象(圖7中箭頭所示),第一屈服點(diǎn)“A”是由于少量的亞穩(wěn)β相在應(yīng)力驅(qū)使下轉(zhuǎn)變成α″馬氏體,即β→α″馬氏體相變;隨著應(yīng)變的增加,生成新的α″馬氏體所需要的應(yīng)力超過了α相或β相屈服強(qiáng)度,應(yīng)力誘發(fā)相變停止,出現(xiàn)第二屈服點(diǎn)“B”。

隨著冷軋變形量的增加,抗拉強(qiáng)度(最大應(yīng)力)相應(yīng)增加,獲得不同程度的應(yīng)變強(qiáng)化。當(dāng)冷變形量為73%時(shí),冷軋板材拉伸斷面收縮率為43.85%,伸長率則為15.96%,抗拉強(qiáng)度為1098.7MPa(約提高22%)。TC16冷軋板材得到明顯的加工硬化(形變強(qiáng)化),這主要是由于劇烈的冷變形后形成的纖維結(jié)構(gòu)、高密度位錯和應(yīng)變誘發(fā)形成的α″馬氏體相所致。

3、結(jié)論

(1)利用退火態(tài)TC16鈦合金優(yōu)異的冷鐓性能,對其進(jìn)行多道次冷軋?jiān)囍?最大冷軋變形量達(dá)到79%,此時(shí)板材表面無任何缺陷,僅在板材端部出現(xiàn)裂紋。因此,α+β型TC16板材冷軋加工是可行的。

(2)隨著冷軋變形量的增加,α晶粒沿軋制方向逐漸被拉長、破碎,最后完全變成纖維狀。當(dāng)冷軋變形量大于73%時(shí),形成分布均勻的纖維狀組織,組織中有極少量未充分變形的α晶粒,并產(chǎn)生因劇烈應(yīng)變誘導(dǎo)的α″馬氏體相。

(3)TC16冷軋鈦板材室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)“雙屈服”現(xiàn)象,即發(fā)生β→α″馬氏體相。冷變形量為73%時(shí),合金抗拉強(qiáng)度和顯微硬度分別提高了約為22%和14.86%,得到明顯的冷形變強(qiáng)化。

參考文獻(xiàn) 

[1]劉風(fēng)雷,趙慶云,莊寶潼.航空鈦合金緊固件高效自動化制造設(shè)備發(fā)展現(xiàn)狀[J].航空制造技術(shù),2016(19):70-74.

[2]張慶玲,王慶如,李興無.航空用鈦合金緊固件選材分析[J].材料工程,2007(1):11-14,18.

[3]FerreroJG.Candidatematerialsforhigh-strengthfastenerapplicationsinboththeaerospaceandautomotiveindustries[J].JournalofMaterialsEngineeringandPerformance,2005,14(6):691-696.

[4]KolachevBA,MoiseevVN,RyndenkovDV,etal.StructureandmechanicalpropertiesofalloysTi-2.2%Al-2.2%V-2.2%Mo-2.5%FeandTi-2.2%Al-5%FeequivalenttoalloyVT16[J].MetalScienceandHeatTreatment,2006,48(5/6):240-243.

[5]LiXW,LuMX,ShaAX,etal.ThetensiledeformationbehaviorofTi-3Al-4.5V-5Motitaniumalloy[J].MaterialsScienceandEngineeringA,2008,490(1/2):193-197.

[6]ShaAX,WangQR,LiXW.ProcessanalysisofBT16titaniumalloyfastener[J].RareMetalMaterialsandEngineering,2006,35(3):455-458.

[7]吳崇周.熱鐓對TC16鈦合金組織和性能的影響[J].宇航材料工藝,2007(3):61-64.

[8]楊洋,董利民,關(guān)少軒,等.冷鐓和熱鐓對TC16合金組織和性能的影響[J].中國有色金屬學(xué)報(bào),2010,20(S1):107-112.

[9]張青來,匡雁銳,韓寅奔,等.Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的組織與性能[J].稀有金屬材料與工程,2013,42(5):984-988.

[10]張青來,郭文建,韓寅奔,等.Ti-3Al-5Mo-4.5V鈦合金棒材冷鐓性能及表面微裂紋的研究[J].稀有金屬材料與工程,2013,42(4):824-828.

[11]張青來,匡雁銳,韓寅奔,等.冷鐓緊固件用Ti-3Al-5Mo-4.5V鈦合金的微觀組織及性能[J].中國有色金屬學(xué)報(bào),2012,22(10):2756-2761.

[12]王文君,陳猛,岳希星.冷變形對BT-14鈦合金組織和性能的影響[J].世界有色金屬,2019(10):174-175.

[13]唐進(jìn),楊曉康,王興,等.冷變形率對退火態(tài)TC2鈦合金薄板組織和性能的影響[J].熱加工工藝,2015,44(11):120-121,125.

[14]MarkovskyPE,BondarchukVI,MatviychukYUV,etal.Evolutionofmicrostructure,phasecomposition,andtensilepropertiesofseverelycolddeformedtitaniummetastableβalloyinrapidcontinuousheating[J].TransactionsofNonferrousMetalsSocietyofChina,2014,24(5):1365-1371.

[15]LanCB,WuY,GuoLL,etal.Microstructure,textureevolutionandmechanicalpropertiesofcoldrolledTi-32.5Nb-6.8Zr-2.7Snbiomedicalbetatitaniumalloy[J].JournalofMaterialsScience&Technology,2018,34(5):788-792.

[16]李康,付雪松,胡建軍,等.TC16鈦合金冷鐓變形的特征[J].稀有金屬材料與工程,2017,46(6):1608-1611.

[17]劉國懷,李天瑞,徐莽,等.累積疊軋TC4鈦合金的組織演化與力學(xué)性能[J].金屬學(xué)報(bào),2017,53(9):1038-1046.