王 哲，冉 興，劉程程，王 欣

(1.陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司，咸陽(yáng) 713801；2.清華大學(xué)機(jī)械工程系，北京 100084；3.中航重機(jī)股份有限公司，貴陽(yáng) 550005；4.北京星航機(jī)電裝備有限公司，北京 100074；5.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

0 引 言

鈦合金以其低密度、高比強(qiáng)度以及優(yōu)異的耐蝕性等特點(diǎn)而廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶等領(lǐng)域[1]。其中，TA15鈦合金是在俄羅斯BT22鈦合金的基礎(chǔ)上研制的一種高鋁當(dāng)量近α型鈦合金，該合金兼有α型和(α+β)型鈦合金的優(yōu)點(diǎn)，如良好的熱加工性、熱強(qiáng)性和焊接性，較高的室溫和中溫強(qiáng)度，可在450～500 ℃長(zhǎng)期使用，因此被應(yīng)用于整體隔框、進(jìn)氣道格柵防護(hù)罩和中央翼下壁板等部件[2-4]。目前，航空用鈦合金主要采用鍛造為主的成型工藝。鈦合金鍛件的顯微組織與其熱加工歷史(變形、熱處理等)密切相關(guān)，近α及(α+β)型鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造獲得的雙態(tài)組織具有優(yōu)異的綜合性能[5-6]。近些年，研究人員對(duì)TA15鈦合金熱加工后的組織和性能關(guān)系進(jìn)行了深入研究。張旺峰等[7]研究了熱處理工藝對(duì)TA15鈦合金組織和性能的影響；JI等[8]研究了不同熱工藝條件下TA15鈦合金三態(tài)組織中片層狀α相的演變規(guī)律；WU等[9]采用熱模擬壓縮試驗(yàn)研究了TA15鈦合金熱變形過(guò)程中的熱變形行為及組織球化過(guò)程。

目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)TA15鈦合金的研究主要集中在熱壓縮模擬試驗(yàn)以及單一方向組織與性能之間的影響關(guān)系上，而對(duì)該合金不同方向上顯微組織與力學(xué)性能的相關(guān)報(bào)道較少。作者通過(guò)對(duì)TA15鈦合金棒在(α+β)相區(qū)不同溫度下進(jìn)行鍛造，研究了鍛造溫度對(duì)TA15鈦合金鍛件顯微組織和抗拉強(qiáng)度各向異性的影響，為該合金獲得優(yōu)異組織和力學(xué)性能的熱加工工藝制定提供理論依據(jù)，從而為該鈦合金鍛件生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為φ300 mm的TA15鈦合金棒；該合金棒由3次真空自耗電弧熔煉鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯和(α+β)相區(qū)鍛造而成，化學(xué)成分見表1。采用淬火金相法測(cè)得該爐批TA15鈦合金棒的相變溫度tβ為998 ℃。TA15鈦合金棒的顯微組織如圖1所示，可見初生αp相分布于β相基體上，初生αp相質(zhì)量分?jǐn)?shù)約55%，呈球狀或蠕蟲狀且分布均勻。

表1 TA15鈦合金棒的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of TA15 titanium alloy bar %

圖1 TA15鈦合金棒的顯微組織Fig.1 Microstructure of TA15 titanium alloy bar

在陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司16MN油壓機(jī)上對(duì)TA15鈦合金棒進(jìn)行鍛造，鍛造成厚度為200 mm的方坯，鍛造加熱溫度分別為tβ-15 ℃、tβ-30 ℃和tβ-50 ℃，鍛后進(jìn)行850 ℃×4 h熱處理，空冷。在鈦合金鍛件上取樣，經(jīng)去除氧化層、預(yù)磨、拋光后，采用Kroll試劑(HF、HNO3、H2O的體積比為1…2…7)進(jìn)行腐蝕，使用Leica DMI 3000M型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。在鈦合金鍛件上分別沿流線方向、寬度方向和厚度方向截取尺寸為φ13 mm×71 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為25 mm，在Instron 3200型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，屈服前拉伸速度為0.005 mm·s-1，屈服后拉伸速度為0.02 mm·s-1。使用Tecnai G2 F30S型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

TA15鈦合金棒經(jīng)(α+β)相區(qū)鍛造后的顯微組織為典型雙態(tài)組織，主要由球狀初生αp相和β轉(zhuǎn)變組織組成，3個(gè)方向顯微組織差異較小，如圖2(a)所示。由圖2(b)～(d)可以看出：在tβ-15 ℃下鍛造后，沿流線方向片層狀次生α相排列整齊，呈棒狀分布于β相基體上；隨著鍛造溫度降低，片層狀α相的長(zhǎng)度和寬度均減小。

圖2 不同溫度鍛造后TA15鈦合金的3D顯微組織及沿流線方向的顯微組織Fig.2 3D microstructure (a) and microstructures along streamline direction (b-d) of TA15 titanium alloy forged at various temperatures

由表2可以發(fā)現(xiàn)：當(dāng)鍛造溫度由tβ-50 ℃升高到tβ-15 ℃時(shí)，球狀初生αp相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由45%降低到15%，這是因?yàn)樵谳^高溫度下，部分初生αp相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷３跎羛相含量與片層狀α相含量成反比，因此隨鍛造溫度升高片層狀α相含量增加。隨著鍛造溫度降低，片層狀α相的厚度和長(zhǎng)寬比減小。這是因?yàn)椋涸谳^高溫度下鍛造變形過(guò)程中，大量位錯(cuò)促進(jìn)α相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，片層狀α相形核后會(huì)迅速長(zhǎng)大[10]，因此片層的厚度較大；此外，由于片層狀α相的厚度方向與β相界面為半共格界面，厚度方向的長(zhǎng)大速率遠(yuǎn)小于長(zhǎng)度方向，因此片層狀α相的長(zhǎng)寬比也較大。

表2 不同溫度鍛造后TA15鈦合金中初生αp相含量和片層狀α相尺寸Table 2 Content of primary αp phase and size of lamellar αphase of TA15 titanium alloy forged at various temperatures

2.2 對(duì)拉伸性能的影響

由圖3可以看出，隨著鍛造溫度的升高，TA15鈦合金沿流線方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均降低。結(jié)合表2分析可知：隨鍛造溫度升高，初生αp相含量減少，相應(yīng)的片層狀α相含量增加，并且片層狀α相的長(zhǎng)寬比增大；當(dāng)位錯(cuò)穿過(guò)同一集束尺寸的片層狀次生α相時(shí)，位錯(cuò)的垂直滑移距離縮短，位錯(cuò)塞積程度降低[11]，因此強(qiáng)度降低。此外，在較高溫度下鍛造后，片層狀次生α相排列較為整齊，而隨著鍛造溫度降低，次生α相排列混亂度增加，起到了彌散強(qiáng)化的作用[12]；在拉伸過(guò)程中，位錯(cuò)在滑移過(guò)程中所遇到的阻力增強(qiáng)，導(dǎo)致大量位錯(cuò)塞積在彌散的強(qiáng)化相中，因此合金強(qiáng)度增加[13]。

圖3 不同溫度鍛造后TA15鈦合金沿流線方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度Fig.3 Tensile strength and yield strength along streamline direction ofTA15 titanium alloy forged at various temperatures

由圖4可以看出：隨著鍛造溫度的降低，TA15鈦合金3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度均增加；在tβ-15 ℃和tβ-30 ℃下進(jìn)行鍛造，鍛件3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差分別為24，23 MPa，在tβ-50 ℃下鍛造后，3個(gè)方向的抗拉強(qiáng)度極差減小到10 MPa。鈦合金的斷裂過(guò)程與裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度有關(guān)，而影響裂紋擴(kuò)展路徑的主要因素是α相的形態(tài)和含量。由于α/β相界面的結(jié)合能較弱，裂紋通常沿著α/β相界面擴(kuò)展。當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面保持一致時(shí)，裂紋沿α/β相界面擴(kuò)展；而當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α/β相界面不一致時(shí)，裂紋將產(chǎn)生停滯效應(yīng)或被迫改變擴(kuò)展方向，從而消耗更多的能量[14]。較高溫度鍛造后合金中大量α相以片層狀組織形式存在，而片層狀α相集束的不同取向會(huì)阻礙裂紋擴(kuò)展，裂紋穿越集束邊界時(shí)改變方向，形成裂紋分叉并萌生二次裂紋，這些過(guò)程均需消耗更多的能量。片層α相集束由于具有較強(qiáng)的方向性，其斷裂過(guò)程也存在較強(qiáng)的方向性[15]。在較低溫度下鍛造時(shí)，TA15鈦合金的顯微組織中存在大量球狀αp相，當(dāng)裂紋穿過(guò)球狀αp相時(shí)無(wú)需改變裂紋擴(kuò)展方向，擴(kuò)展路徑不分叉，無(wú)需消耗更多能量，因此抗拉強(qiáng)度極差較小[16]。

圖4 不同溫度鍛造后TA15鈦合金沿不同方向的抗拉強(qiáng)度Fig.4 Tensile strength in different directions of TA15 titaniumalloy forged at various temperatures

2.3 對(duì)拉伸斷口形貌的影響

TA15鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造并沿流線方向拉伸后的試樣宏觀上呈杯錐狀形態(tài)，斷口上存在纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇3個(gè)區(qū)域，如圖5(a)所示，試樣有明顯頸縮現(xiàn)象，表明為韌性斷裂。由圖5(b)～(d)可知：在tβ-50 ℃下鍛造后，TA15鈦合金沿流線方向拉伸后的斷口纖維區(qū)存在大量較深的等軸狀韌窩，表明其在斷裂過(guò)程中吸收能量較高；而在tβ-30 ℃和tβ-15 ℃下鍛造后，拉伸斷口纖維區(qū)雖仍以韌窩為主，但韌窩較淺。結(jié)合顯微組織分析可知，含有大量球狀初生αp相的鍛件韌窩較深，而含有較多較細(xì)長(zhǎng)片層狀α相的鍛件韌窩較淺。

圖5 不同溫度鍛造后TA15鈦合金沿流線方向拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile facture morphology along streamline direction of TA15 titanium alloy forged at various temperatures:(a) overall morphology and (b-d) fibrous zone morphology

拉伸斷裂過(guò)程是裂紋形核和長(zhǎng)大的過(guò)程。鈦合金的α/β相界面是潛在的裂紋形核源。較多初生αp相的存在減少了裂紋形核源，在塑性變形過(guò)程中優(yōu)先出現(xiàn)屈服現(xiàn)象，在位錯(cuò)擴(kuò)展過(guò)程中裂紋擴(kuò)展的有效距離增加，形成較深韌窩[17]。片層狀組織為裂紋形核提供大量形核位置，對(duì)應(yīng)力集中起分散效應(yīng)，且片層狀α相中位錯(cuò)擴(kuò)展的有效滑移距離較短[18]，因此在含有較多較細(xì)長(zhǎng)片層狀α相的組織中，形成較淺的韌窩。

3 結(jié) 論

(1) 經(jīng)(α+β)相區(qū)鍛造后，隨著鍛造溫度降低，TA15鈦合金中球狀初生αp相含量增加，片層狀次生α相含量減少，厚度減小，合金強(qiáng)度增大，在tβ-50 ℃下鍛造后，沿流線方向的抗拉強(qiáng)度達(dá)973 MPa。

(2) 隨著鍛造溫度降低，TA15鈦合金流線方向、寬度方向和厚度方向的抗拉強(qiáng)度極差減小。

(3) TA15鈦合金在(α+β)相區(qū)鍛造后的室溫拉伸斷口均為韌性斷口，隨著鍛造溫度降低，拉伸斷口纖維區(qū)韌窩變深。