鈦合金以其低密度、高比強度以及優(yōu)異的耐蝕性等特點而廣泛應用于航空、航天、船舶等領域[1]。其中,TA15鈦合金是在俄羅斯BT22鈦合金的基礎上研制的一種高鋁當量近α型鈦合金,該合金兼有α型和(α+β)型鈦合金的優(yōu)點,如良好的熱加工性、熱強性和焊接性,較高的室溫和中溫強度,可在450~500℃長期使用,因此被應用于整體隔框、進氣道格柵防護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,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TA15鈦合金熱加工后的組織和性能關系進行了深入研究。張旺峰等[7]研究了熱處理工藝對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研究了TA15鈦合金熱變形過程中的熱變形行為及組織球化過程。

目前,國內(nèi)外對TA15鈦合金的研究主要集中在熱壓縮模擬試驗以及單一方向組織與性能之間的影響關系上,而對該合金不同方向上顯微組織與力學性能的相關報道較少。作者通過對TA15鈦合金棒在(α+β)相區(qū)不同溫度下進行鍛造,研究了鍛造溫度對TA15鈦合金鍛件顯微組織和抗拉強度各向異性的影響,為該合金獲得優(yōu)異組織和力學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。

1、試樣制備與試驗方法

試驗材料為φ300mm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,化學成分見表1。采用淬火金相法測得該爐批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)量分數(shù)約55%,呈球狀或蠕蟲狀且分布均勻。

在陜西宏遠航空鍛造有限責任公司16MN油壓機上對TA15鈦合金棒進行鍛造,鍛造成厚度為200mm的方坯,鍛造加熱溫度分別為tβ-15℃、tβ-30℃和tβ-50℃,鍛后進行850℃×4h熱處理,空冷。在鈦合金鍛件上取樣,經(jīng)去除氧化層、預磨、拋光后,采用Kroll試劑(HF、HNO₃、H₂O的體積比為1∶2∶7)進行腐蝕,使用LeicaDMI3000M型光學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φ13mm×71mm的標準拉伸試樣,標距為25mm,在Instron3200型萬能試驗機上進行拉伸試驗,屈服前拉伸速度為0.005mm·s-1,屈服后拉伸速度為0.02mm·s^-1。使用TecnaiG2F30S型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

2、試驗結果與討論

2.1對顯微組織的影響

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相的長度和寬度均減小。

由表2可以發(fā)現(xiàn):當鍛造溫度由tβ-50℃升高到tβ-15℃時,球狀初生αp相的質(zhì)量分數(shù)由45%降低到15%,這是因為在較高溫度下,部分初生αp相會轉(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相的厚度和長寬比減小。這是因為:在較高溫度下鍛造變形過程中,大量位錯促進α相發(fā)生動態(tài)再結晶,片層狀α相形核后會迅速長大[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,厚度方向的長大速率遠小于長度方向,因此片層狀α相的長寬比也較大。

2.2對拉伸性能的影響

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度和屈服強度均降低。結合表2分析可知:隨鍛造溫度升高,初生αp相含量減少,相應的片層狀α相含量增加,并且片層狀α相的長寬比增大;當位錯穿過同一集束尺寸的片層狀次生α相時,位錯的垂直滑移距離縮短,位錯塞積程度降低[11],因此強度降低。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,起到了彌散強化的作用[12];在拉伸過程中,位錯在滑移過程中所遇到的阻力增強,導致大量位錯塞積在彌散的強化相中,因此合金強度增加[13]。

由圖4可以看出:隨著鍛造溫度的降低,TA15鈦合金3個方向的抗拉強度均增加;在tβ-15℃和tβ-30℃下進行鍛造,鍛件3個方向的抗拉強度極差分別為24,23MPa,在tβ-50℃下鍛造后,3個方向的抗拉強度極差減小到10MPa。鈦合金的斷裂過程與裂紋擴展路徑的曲折程度有關,而影響裂紋擴展路徑的主要因素是α相的形態(tài)和含量。由于α/β相界面的結合能較弱,裂紋通常沿著α/β相界面擴展。當裂紋擴展方向與α/β相界面保持一致時,裂紋沿α/β相界面擴展;而當裂紋擴展方向與α/β相界面不一致時,裂紋將產(chǎn)生停滯效應或被迫改變擴展方向,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阻礙裂紋擴展,裂紋穿越集束邊界時改變方向,形成裂紋分叉并萌生二次裂紋,這些過程均需消耗更多的能量。片層α相集束由于具有較強的方向性,其斷裂過程也存在較強的方向性[15]。在較低溫度下鍛造時,TA15鈦合金的顯微組織中存在大量球狀αp相,當裂紋穿過球狀αp相時無需改變裂紋擴展方向,擴展路徑不分叉,無需消耗更多能量,因此抗拉強度極差較小[16]。

2.3對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,表明其在斷裂過程中吸收能量較高;而在tβ30℃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,而含有較多較細長片層狀α相的鍛件韌窩較淺。

拉伸斷裂過程是裂紋形核和長大的過程。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,在塑性變形過程中優(yōu)先出現(xiàn)屈服現(xiàn)象,在位錯擴展過程中裂紋擴展的有效距離增加,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,對應力集中起分散效應,且片層狀α相中位錯擴展的有效滑移距離較短[18],因此在含有較多較細長片層狀α相的組織中,形成較淺的韌窩。

3、結論

(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,合金強度增大,在tβ50℃下鍛造后,沿流線方向的抗拉強度達973MPa。

(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。

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