TA15鈦合金源于俄羅斯的 BT20, 按名義成分劃歸為近 α型合金。一般認(rèn)為該合金不能通過熱處理強(qiáng)化 , 熱處理制度為普通退火[ 1, 2 ] , 退火的目的是通過部分再結(jié)晶消除應(yīng)力、穩(wěn)定組織與性能。而再結(jié)晶過程是軟化過程 , 即隨退火溫度提高 , 強(qiáng)度呈下降趨勢(shì) , 因此退火溫度不宜太高[ 2 ] 。但隨鍛件的增大 , 需要棒材的規(guī)格不斷增大 , 如制作大鍛件的 TA15鈦合金棒材化學(xué)成分與傳統(tǒng)意義上的BT20相比已有不小的變化 , 大規(guī)格棒材實(shí)際已經(jīng)落入兩相鈦合金的成分范圍 , 通過增加 β穩(wěn)定元素提高材料強(qiáng)度。即使如此 , 大型復(fù)雜鍛件常出現(xiàn)強(qiáng)度指標(biāo)富余量小 , 甚至達(dá)不到技術(shù)條件要求的情況。為了解決大型復(fù)雜鍛件強(qiáng)度不足的問題 , 除了了解相變、形變、再結(jié)晶規(guī)律[ 3～7 ] , 改進(jìn)鍛造工藝外[ 8, 9 ] , 在與原有材料成分等變化的情況下 , 作者將探索通過熱處理對(duì)大鍛件進(jìn)行強(qiáng)化的可能性與途徑。本文主要針對(duì)大型復(fù)雜鍛件的熱處理工藝參數(shù)優(yōu)化開展研究工作 , 以指導(dǎo)大鍛件的生產(chǎn)。

1、 實(shí) 驗(yàn)

試驗(yàn)材料選用在航空航天領(lǐng)域有廣泛應(yīng)用的TA15鈦合金 , 其化學(xué)成分 ( % , 質(zhì)量分?jǐn)?shù) )是 : A l:6. 66, Mo: 1. 74, V: 2. 25, Zr: 2. 11, N: 0. 007,O: 0. 098, H: 0. 0034, 其余是 Ti。該合金的主要特點(diǎn)是具有比較高的室溫和高溫性能且可焊性好。

試驗(yàn)用試樣取自鍛件試料區(qū) , 鍛件的投影面積超過 0. 78m² , 重約 240 kg, 鍛件采用大于 Ф350 mm的棒材制成。

熱處理后加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣 , 然后進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試和組織觀察 , 在 Instron24507試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定試樣的拉伸性能 , 在 FE I Quanta600掃描電子顯微鏡上進(jìn)行組織觀察分析。

2、 結(jié)果與討論

2. 1 退火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

在 700～970 ℃溫度范圍內(nèi) , 保溫 1 h后空冷 ,開展了退火溫度對(duì)室溫和 500 ℃高溫拉伸性能的影響研究 , 如圖 1所示。室溫強(qiáng)度隨退火溫度升高而呈拋物線形變化 , 890 ℃達(dá)到最高 , 890 ℃以后 ,室溫抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度隨退火溫度增加呈下降趨勢(shì) , 其中屈服強(qiáng)度的下降較為明顯。由圖 1 ( a)可知 , 退火溫度在 700～890 ℃, 溫度提高 190 ℃,σb 增加 120 MPa ; 而溫度由 800 ℃提高到 890 ℃,σb 增加 90MPa, 平均每 10 ℃增加 10MPa, 增加比較明顯。在 σb 增加同時(shí) , 室溫 σ0. 2在 840 ℃出現(xiàn)谷值 (圖 1 ( a) ) , 斷面收縮率 ψ在 870 ℃出現(xiàn)谷值(圖 1 ( b) ) 。在整個(gè)溫度區(qū)間 , 溫度變化對(duì)室溫拉伸塑性δ5 影響不大。500 ℃高溫強(qiáng)度基本隨溫度的提高而增大 (圖 1 ( c) ) , 溫度變化對(duì) 500 ℃高溫拉伸塑性影響不大 (圖 1 (d) ) 。綜合分析認(rèn)為 , 選用 850～860 ℃的退火溫度室溫和 500 ℃高溫拉伸性能較好。

2. 2 退火保溫時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

圖 2是退火溫度為 850 ℃(空冷 )時(shí) , 不同保溫時(shí)間對(duì)拉伸性能的影響規(guī)律。由圖 2 可知 ,850 ℃退火時(shí) , 保溫時(shí)間在 1～3 h區(qū)間 , 室、高溫拉伸強(qiáng)度隨保溫時(shí)間延長而升高 ; 3 h后 , 強(qiáng)度隨時(shí)間延長呈下降趨勢(shì)。在整個(gè)溫度區(qū)間 , 塑性變化不大。故在 850 ℃退火時(shí) , 保溫時(shí)間3h室溫、500 ℃高溫拉伸性能最優(yōu)。以上試驗(yàn)結(jié)果表明 , 對(duì)于大鍛件 , 通過改變退火溫度及時(shí)間可以提高鍛件的性能 , 也就是存在熱處理強(qiáng)化的可能性 , 其原因及其機(jī)制值得注意。

2. 3 分析與討論

本文研究的 TA15鈦合金大規(guī)格棒材制成的大型鍛件出現(xiàn)隨退火溫度升高 , 強(qiáng)度升高的規(guī)律 , 與傳統(tǒng)意義上 BT20或國產(chǎn) TA15鈦合金小棒材 /小鍛件隨退火溫度升高 , 強(qiáng)度下降的規(guī)律不同。這種不同與材料的化學(xué)成分、再結(jié)晶及第二相析出有關(guān)。

首先是化學(xué)成分的影響 , 通常小棒材化學(xué)成分 β穩(wěn)定元素取中下限 , 反映在 Mo當(dāng)量上 , Mo當(dāng)量小于 2. 5 (β相穩(wěn)定系數(shù) Kβ ≤0. 25) , 如俄羅斯 2002年 5月全俄輕合金研究院 ( ВИЛС)的資深研究員З. И. 以拉諾夫在討論 BT20 鈦合金退火對(duì)組織和力學(xué)性能影響的研究論文中認(rèn)為[ 10 ] : Ф18 mm的熱軋棒材在 650～900 ℃范圍內(nèi)退火 , 將導(dǎo)致σb 和σ0. 2下降的趨勢(shì) , 總下降約 100 MPa, ψ增加 5% ,a KU增加 20 J·cm^-2 , 而 δ值基本上沒有變化 , 該合金 Mo當(dāng)量 =2. 26 ( Kβ =0. 226) , 是典型的近 α合金。但我們對(duì)大鍛件的研究得出的結(jié)論恰恰相反 ,即退火溫度從 800～890 ℃以前 , 強(qiáng)度是逐漸遞增的。如本研究用材 Mo當(dāng)量達(dá) 3. 51 ( Kβ = 0. 351) ,成分已屬于 α2β兩相合金范圍 , 存在通過熱處理強(qiáng)化的可能性。

化學(xué)成分因素是導(dǎo)致該合金出現(xiàn)熱處理強(qiáng)化的前提 , 而退火過程中出現(xiàn)的再結(jié)晶軟化與析出強(qiáng)化是出現(xiàn)上述規(guī)律的根本原因。眾所周知 , 不論是再結(jié)晶還是析出均是熱激活過程 , 需要能量作為驅(qū)動(dòng)力 , 隨著溫度的升高 , 析出第二相的比例與可能性增大 , 因此出現(xiàn)隨退火溫度升高 , 抗拉強(qiáng)度增大的現(xiàn)象。而屈服強(qiáng)度σ0. 2出現(xiàn)谷值的現(xiàn)象 (圖1 ( a) ) , 則是由于 β轉(zhuǎn)變組織基體分解析出第二相導(dǎo)致基體軟化 (再結(jié)晶軟化也有作用 ) , 從而引起屈服強(qiáng)度下降。因此 , 890 ℃以前的強(qiáng)化過程 , 析出第二相起主導(dǎo)作用 , 再結(jié)晶軟化起次要作用; 890 ℃以后 , 則是再結(jié)晶軟化起主導(dǎo)作用 (析出的過時(shí)效也是軟化的一個(gè)原因 ) 。

另外 , 從不同溫度退火后的 SEM 照片 (圖 3 )可以看出 , 退火溫度 800 ℃及以下 , β轉(zhuǎn)變組織中無析出 , 如圖 3b。當(dāng)退火溫度升高到 840 ℃及以上時(shí) , β轉(zhuǎn)變組織中析出彌散、均勻分布的細(xì)小次生α相 , 如圖 3 ( d) , 起到強(qiáng)化效果。當(dāng) 890 ℃退火時(shí) , 整個(gè) β轉(zhuǎn)變組織中彌散、均勻分布的細(xì)小次生α相增多 , 如圖 3f, 強(qiáng)化效果最好。當(dāng) 890 ℃以上退火時(shí) , 次生α相明顯長大、粗化 , 如圖 3 ( h) , 導(dǎo)致強(qiáng)化效果減弱。

顯然 , 再結(jié)晶是在加熱和保溫期間完成的 , 而析出則是在隨后冷卻過程中完成的。保溫時(shí)間的長短主要與再結(jié)晶軟化有關(guān) , 隨退火保溫時(shí)間延長 , 合金的回復(fù)和再結(jié)晶進(jìn)行的更為完全 , 導(dǎo)致合金中結(jié)構(gòu)缺陷密度不斷降低 , 助長再結(jié)晶的軟化作用 , 而使強(qiáng)化效果降低 , 出現(xiàn)強(qiáng)度降低、塑性提高的現(xiàn)象。另外 , 從提高生產(chǎn)效率和降低氧化層厚度的角度考慮 , 大鍛件退火時(shí)間也不宜過長。

3 、結(jié) 論

1） TA15鈦合金鍛件抗拉強(qiáng)度隨著退火溫度的升高而增大 , 在 800～890 ℃溫度范圍內(nèi) , 室溫強(qiáng)度升幅達(dá) 90 MPa, 500 ℃高溫強(qiáng)度升幅達(dá) 130MPa; 室溫和 500 ℃高溫塑性變化不大。

2）隨退火保溫時(shí)間增加 , 室溫拉伸強(qiáng)度呈峰值變化 , 3h最高。室溫和 500℃高溫塑性基本不變。

3）強(qiáng)度隨退火溫度升高而提高的原因是由于退火過程中基體β轉(zhuǎn)變組織析出第二相 , 其強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化。

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