摘 要:通過使用廉價合金元素鐵、碳替代昂貴的釩元素制備了低成本超高強鈦合金 TiＧxFeＧ３Al(x＝７,１０,１２),利用 GleebleＧ３５００型熱模擬試驗機研究該合金的熱變形行為,在此基礎上確定了該合金的鍛造工藝.結果表明:TiＧxFeＧ３Al合金在８５０ ℃、１０s－１應變速率下變形時,應力Ｇ應變曲線的平臺階段較為平穩,且流變應力在４００MPa以下,符合實際鍛造生產條件;TiＧxFeＧ３Al合金較佳的精鍛溫度為(８５０±２０)℃;鍛態合金中無剪切組織,且抗拉強度高于１２００MPa
０ 引 言
鈦及其合金具有低密度、高比強度、良好的耐蝕性和低溫性能,廣泛應用于航空航天和軍事工業[１].然而,與鋼鐵、鋁及鋁合金材料相比,高昂的成本限制了鈦合金的廣泛應用,因此如何降低其成本是其大規模應用的關鍵[２].目前,降低鈦合金成本的主要途徑有三條:使用廉價合金元素、改善合金的加工工藝和采用近凈成形工藝[３－４].使用廉價合金元素既可以從根源上解決成本高的問題,也可以通過拓寬工藝窗口,降低加工成本,因此作者擬通過加入廉價合金元素來開發低成本超高強鈦合金.鐵元素在鈦合金中可起到固溶強化的作用,使合金的強度提高.鐵元素還是很好的 β相穩定元素,使合金成為β型鈦合金,提高合金的成型能力,降低加工成本.除此之外,相對于其他強化元素或β相穩定元素,鐵的成本較低.引入微量碳元素可以阻止晶界連續析出α相,并起到固溶強化的作用,且能拓寬(α＋β)窗口[５].鐵、碳等元素可以４５鋼機
械加工屑的形式添加.鋁元素也具有固溶強化作用.因此,作者擬以應用最為成熟的 TiＧ６AlＧ４V 合金為參考,開發低成本的 TiＧFeＧAl合金造、熱軋等熱加工工藝[６－７].董勇等[８]通過分析應力Ｇ應變曲線得到了 AZ６１鎂合金的熱加工圖,從而確定了該合金的熱加工工藝窗口.在實際的鍛造過程中,合金的應變速率是由鍛打頻率決定的,且受經驗控制.因此,作者設定與實際鍛打頻率相符的應變速率１０s－１,在此基礎上尋找穩態變形的溫度窗口.作者首先制備了三種成分不同的鈦合金,然后借助熱模擬試驗機,在相同的應變速率(１０s－１)下研究了合金在不同溫度條件下的熱壓縮應力Ｇ應變曲線,并結合顯微組織分析,確定了合金的鍛造工藝,開發出了低成本超高強新型 TiＧAlＧFe合金.
１ 試樣制備與試驗方法
以海綿鈦、工業純鐵、工業純鋁和４５鋼機加工屑為原 材 料 制 備 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al(質量分數/％)鈦合金.首 先 清 洗 并 烘 干 原 材料,按合金的名義成分進行配料,原料混合均勻后在壓力機上將合金粉壓制成塊;然后將壓塊作為電極在真空懸浮感應爐中進行熔煉,熔煉溫度為１７００~１８５０ ℃.為盡可能地減小偏析,重熔兩次,最后獲得合金鑄錠.通過合金相變點經驗公式[９]計算鈦合金的相變點,采用示差掃描量熱法(DSC)測定鈦合金的相變點,結果如表１所示.考慮到雜質元素氧、氮和氫元素的影響,將鈦合金相變點的測定值作為設定后續熱模擬壓縮工藝參數的主要依據.
從鑄錠心部截取?８mm×１２mm 的圓柱形試 樣.根據試驗合金的相變點確定熱模擬壓縮試驗 的變形溫度為６５０~９００ ℃,根據鍛造空氣錘的實 際鍛造頻率,設定應變速率為１０s－１.考慮到合金 變形的均勻 性 及 實 際 開 坯 的 變 形 量,確 定 壓 縮 變 形量為５０％.采用 GleebleＧ３５００型熱模擬試驗機 進行壓縮試驗,將試樣以１０ ℃??s－１的速率分別加 熱至６５０~９００ ℃,保溫５min,然后在１０s－１的應 變速率 下 進 行 壓 縮 變 形,變 形 量 為 ５０％,得 到 應 力Ｇ應變曲線. 結合得到的試驗合金應力Ｇ應變曲線、相變點和顯微組織,擬定低成本鈦合金的開坯溫度(β相區)和精鍛溫度(α＋β相區).將尺寸為３００mm×９０mm×５０mm 的低成本鈦合金在電阻爐中加熱保溫３０min,然后用空氣錘進行開坯鍛造;開坯完成后裝爐在設定的精鍛溫度下保溫３０min后進行精鍛,合金最終鍛造成為?１２mm 的圓棒,鍛后進行水淬處理.分別在鑄態和鍛態的合金上截取如圖１所示的拉伸試樣,然后根據 GB/T２２８－２００２«金屬材料 室溫拉伸試驗方法»在AGＧ２５０kNIS型拉伸試驗機上進行拉伸試驗,拉伸速度為１mm??min－１.分別在鑄態、熱壓縮態及鍛態的合金上取金相試樣,先經 SiC砂紙粗磨、細磨,再用金剛石研磨膏拋光,之后用３％(體積分數,下同)HF＋５％HNO３ ＋９２％H２O腐蝕劑腐蝕,然后在 OLYMPUSPMG３型光學顯微鏡(OM)和 HITACHISＧ３４００N 型掃描電鏡上(SEM)進行組織觀察.選擇應力Ｇ應變曲線較為平穩的熱壓縮試樣進行電子背散射衍射(EBSD)分析,以表征合金的相分布.
EBSD試樣需要經過SiC砂紙粗磨和細磨.為消除磨拋過程引起的變形,還需進行電解拋光.電解拋光在StructureTenupolＧ５型雙噴儀上進行,電解液為６％HClO４＋３５％CH３(CH２)３OH＋ ５９％ CH３OH,溫度為－３０ ℃,工 作 電 壓 為 １６ V,拋 光 時 間 為 ３０s.EBSD試樣在JEOLＧJSMＧ６５００F型場發射掃描電鏡上(TEM)進行背散射衍射數據采集,工作電壓為２０kV.
２ 試驗結果與討論
２．１ 鑄態鈦合金的顯微組織與性能
由圖２可知,三種鑄態鈦合金的顯微組織均由β相與α相組成,β晶粒較粗大,為３００~４００μm,晶粒 內 部 存 在 α 板 條 組 織. 鑄 態 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al 合 金 的 硬 度 分 別 為３８４．００,４１４．２０,３９９．５０HV,根 據 式 (１)所 示 的 經驗公 式 可 推 測 相 應 的 抗 拉 強 度 分 別 為６６５．０９,７１７．４２,６９１．９３ MPa.
式中:σ為抗拉強度;HV 為硬度.由于粗晶晶界前塞積的位錯數量多于細晶的,且應力集中較大,易于啟動相鄰晶粒的位錯源,利于滑移的傳遞,從而使得屈服強度降低.由計算的抗拉強度可知三種鑄態鈦合金的強度水平均未達到裝甲材料要求的強度,即１３００MPa以上,需要進一步進行鍛造以實現晶粒細化,使強度進一步提高,制備出強韌性匹配的材料.
２．２ 鑄態鈦合金的應力Ｇ應變曲線
由圖３可知,三種鑄態鈦合金的流變應力均隨著溫度的升高而降低;隨著變形溫度從６５０ ℃升高至９００ ℃,流變應力的差值越來越小.并非流變應力越小,其對應的變形溫度就越適合合金的鍛造,還要考慮流變曲線的穩定性.
鍛造可以改善鑄態合金的顯微組織,但若合金的組織發生剪切,則勢必會造成組織的不均勻或出現鍛造缺陷等.合金組織發生的剪切現象與鍛造溫度有關,并會反映在應力Ｇ應變曲線上.如圖３(a)所示,鑄態 TiＧ７FeＧ３Al合金在６００~８００ ℃時的應力Ｇ應變曲線出現了較大波動,這是試樣內部局域組織發生剪切造成的.變形溫度為８５０ ℃時,應力Ｇ應變曲線的平臺較為平穩,且對應的應力在４００ MPa以下,符合鈦合金的實際鍛造生產條件.但當變形溫度升高到９００ ℃時,應力Ｇ應變曲線出現了波動.高溫時,鈦合金的組織不容易控制,特別是在溫度高于合金的相變點時,鈦合金的相組成完全為β相,且β相晶粒易于快速長大,這對后續的加工不利.此外,溫度過高還會使鈦合金發生氧化,增加雜質元素的含量.作者擬采用β相區鍛造,即在β相變點８１８．８ ℃以上的溫度下進行鍛造.依據應力-應變曲線的穩定性,擬定 TiＧ７FeＧ３Al合金適宜的精鍛溫 度 為 ８５０ ℃. 同 樣,可 確 定 TiＧ１０FeＧ３Al和TiＧ１２FeＧ３Al合金適宜的精鍛溫度同為８５０ ℃.
２．３ 熱壓縮變形后鈦合金的顯微組織
圖４中的淺色(綠色)區域代表 β相,深色(紅色)區 域 代 表 α 相.經 統 計 可 知,TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al、TiＧ１２FeＧ３Al合金中β相的面積分數分別為９８．０％,９８．３％和９９．４％.由此可確定這三種合金均屬于β型鈦合金.從合金成分的角度考慮,加入的鐵元素是β相穩定 元 素,它 可 以 與 鈦 形 成 TiFe 相. 然 而,在EBSD相分析中未發現有 TiFe相存在.可推斷出,在這三種鈦合金中鐵元素的作用表現為固溶強化和穩定β相.
２．４ 鍛造工藝的確定及組織性能
根據三種鈦合金的相變點和初定的精鍛溫度,可以確定:TiＧ７FeＧ３Al合金鍛造的開坯溫度為９２０ ℃,精鍛溫度為(８５０±２０)℃;TiＧ１０FeＧ３Al合金鍛造的開坯溫度為８８０℃,精鍛溫度為(８５０±２０)℃;TiＧ１２FeＧ３Al合金鍛 造 的 開 坯 溫 度 為 ８８０ ℃,精 鍛 溫 度 為(８５０±２０)℃.由圖５可見,三種鍛態鈦合金的顯微組織均比較均勻,無明顯的剪切區域等變形不均勻組織出現.
TiＧ７FeＧ３Al合金的晶粒明顯細化,呈等軸狀,晶粒大小約為２０μm,這是動態再結晶的結果.在細晶強化作用下,鍛態 TiＧ７FeＧ３Al合金的抗拉強度高達１３８０MPa,但其伸長率僅為２．８％,這可能是晶界析出相使合金脆化.鍛態 TiＧ１０FeＧ３Al合金的晶粒明顯細化,表現為典型的變形組織,晶粒完全碎化,未發生動態回復和動態再結晶,應力集中較大,該合金的抗拉 強 度 為 １２８１ MPa,伸 長 率 為 ５．３６％. 鍛 態TiＧ１２FeＧ３Al合金的晶粒細化,從形貌上看,該合金在熱變形過程中發生了高溫回復和部分動態再結晶,該合金的抗拉強度高達１３８５MPa,伸長率為８．９２％.
綜合顯微組織和力學性能可知,上述三種鈦合金均可達到裝甲板要求的不低于１２００MPa的強度要求,且無明顯的變形剪切區域,可判定三種鈦合金的鍛造工藝均較為合適.然而,合金的伸長率均較低,這有可能是變形引起的應力集中造成的,后續需進行去應力退火處理.
３ 結 論
(１)通過真空懸浮熔煉爐熔鑄和鍛造等工藝制備出了強度不低于１２００ MPa的低成本 TiＧxFeＧAl鈦合金.
(２)鑄態 TiＧxFeＧ３Al合金在８５０ ℃、以１０s－１應變速率變形時,應力Ｇ應變曲線的平臺階段較為平穩,且流變應力在４００ MPa以下,符合合金的實際鍛造生產條件.
(３)根據熱模擬得到應力Ｇ應變曲線的穩定性,可確定 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al合金適宜的精鍛溫度為(８５０±２０)℃.
(４)鍛態 TiＧ７FeＧ３Al、TiＧ１０FeＧ３Al和 TiＧ１２FeＧ３Al合金的抗拉強度分別高達１３８０,１２８１,１３８５MPa,但伸長率均較低,這可能是由應力集中造成的,建議進行去應力退火處理.