王曉巍, 董 宇, 王德勇, 楊立新, 李東寬, 張 安, 車(chē)安達(dá), 馬思琴

(1. 航空工業(yè)沈陽(yáng)飛機(jī)工業(yè)(集團(tuán))有限公司, 遼寧 沈陽(yáng) 110850; 2. 空裝駐沈陽(yáng)地區(qū)第一軍事代表室, 遼寧 沈陽(yáng) 110850; 3. 江西景航航空鍛鑄有限公司, 江西 景德鎮(zhèn) 333000)

鈦及其合金以其高強(qiáng)度、良好的韌性、優(yōu)良的耐腐蝕性和熱穩(wěn)定性而聞名。鈦的強(qiáng)度和質(zhì)量比,使其在工業(yè)和醫(yī)療應(yīng)用中更通用。在工業(yè)上,它廣泛地被用于航空航天[1-3]領(lǐng)域。隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)推重比的不斷提高,對(duì)高溫鈦合金的需求越來(lái)越迫切,α+β型熱強(qiáng)鈦合金B(yǎng)T25具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性,但在500～550 ℃下使用壽命較為短暫[4]。為了進(jìn)一步提高BT25鈦合金的高溫綜合性能,在其基礎(chǔ)上又研制了BT25y鈦合金,并且進(jìn)行了工業(yè)化生產(chǎn),在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上得到了應(yīng)用。

我國(guó)于21世紀(jì)初先后開(kāi)展了BT25和BT25y鈦合金的仿制研究,對(duì)應(yīng)的牌號(hào)分別為T(mén)C25和TC25G。TC25G鈦合金(名義成分Ti-6Al-2Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si)是在TC25鈦合金(名義成分Ti-6.8Al-1.7Zr-2Sn-2Mo-0.7W-0.2Si)的基礎(chǔ)上調(diào)整了Mo、Zr、W等合金元素的含量研制而成的一種馬氏體型α+β兩相鈦合金,可進(jìn)行強(qiáng)化熱處理,具有高溫、高強(qiáng)和高韌的“三高”特性,長(zhǎng)時(shí)使用溫度達(dá)550 ℃,主要應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)大載荷結(jié)構(gòu)件及航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣、轉(zhuǎn)子等中溫關(guān)鍵部件。

相關(guān)研究[5-6]雖然對(duì)TC25G鈦合金的組織性能關(guān)系有一定的指導(dǎo)作用,但是由于大部分都是在實(shí)驗(yàn)室完成的,與實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程相距較大,研究結(jié)果無(wú)法在工程實(shí)際中得到應(yīng)用。為了獲取更為準(zhǔn)確的工程化數(shù)據(jù),解決工程應(yīng)用中的技術(shù)問(wèn)題,本文以TC25G鈦合金鍛件為對(duì)象,研究退火處理對(duì)其組織性能的影響,為其鍛件的后續(xù)生產(chǎn)加工奠定基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為某公司生產(chǎn)的TC25G鈦合金鍛件,規(guī)格φ260 mm棒材,符合相關(guān)技術(shù)條件驗(yàn)收標(biāo)準(zhǔn),其低倍組織為模糊晶(見(jiàn)圖1),說(shuō)明棒材在兩相區(qū)得到了充分的變形。原始高倍組織如圖2所示,由棒材不同部位的鍛態(tài)顯微組織圖可知,試驗(yàn)用TC25G鈦合金為兩相區(qū)鍛造的鍛態(tài)組織,所有原始的β晶界已被充分破碎,初生α晶粒尺寸為15～20 μm,含量約25%,經(jīng)過(guò)回復(fù)再結(jié)晶,棒材顯微組織為β轉(zhuǎn)變組織上均勻分布的不同尺寸的初生α組織。用金相法測(cè)定鈦合金的相變點(diǎn)溫度為977 ℃(Tβ)。將5件φ260 mm×30 mm棒料,采用線(xiàn)切割機(jī)沿中心線(xiàn)均勻鋸開(kāi)并進(jìn)行標(biāo)記,棒材取樣經(jīng)不同退火處理后進(jìn)行力學(xué)性能與顯微組織分析,具體退火制度及取樣位置見(jiàn)表1和圖3。

圖1 TC25G鈦合金棒材低倍照片F(xiàn)ig.1 Macrographs of the TC25G titanium alloy bar(a) 頭部(head); (b) 尾部(tail)

圖2 TC25G鈦合金原始顯微組織(a)邊部;(b)R/2處;(c)心部Fig.2 Original microstructure of the TC25G titanium alloy(a) edge; (b) R/2 position; (c) center

圖3 取樣位置示意圖Fig.3 Schematic diagram of sampling location

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 一次退火溫度對(duì)組織和性能的影響

TC25G鈦合金棒材不同一次退火溫度下保溫2 h后的顯微組織如圖4所示。退火溫度為T(mén)β-40 ℃時(shí),初生α呈不規(guī)則形狀,可見(jiàn)條狀β轉(zhuǎn)變組織,組織基本為R態(tài)α+β組織;溫度升高到Tβ-30 ℃時(shí),初生α明顯長(zhǎng)大并呈球狀,β轉(zhuǎn)變組織同時(shí)長(zhǎng)大;溫度繼續(xù)升高到Tβ-20 ℃時(shí),初生α含量明顯減少,β轉(zhuǎn)變組織繼續(xù)長(zhǎng)大[5]。

圖4 不同一次退火溫度下試驗(yàn)件的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested pieces at different single annealing temperatures(a) A1,Tβ-20 ℃; (b) A2, Tβ-30 ℃; (c) A3, Tβ-40 ℃

表2為T(mén)C25G鈦合金棒材不同一次退火溫度下的室溫力學(xué)性能?？傮w來(lái)看,棒材經(jīng)過(guò)Tβ-40 ℃、Tβ-30 ℃、Tβ-20 ℃退火后均表現(xiàn)出優(yōu)異的室溫拉伸性能,不同退火溫度下的抗拉強(qiáng)度都在1100 MPa以上,屈服強(qiáng)度在1000 MPa以上,伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別大于12%和39%,均滿(mǎn)足抗拉強(qiáng)度≥1010 MPa,屈服強(qiáng)度≥870 MPa,伸長(zhǎng)率≥8%,斷面收縮率≥16%的指標(biāo)要求。同時(shí)退火溫度為T(mén)β-30 ℃時(shí),可獲得較為均衡的室溫力學(xué)性能。其原因可通過(guò)兩方面解釋:一方面,經(jīng)熱處理后β晶粒內(nèi)部析出較粗的片狀α相(約為1.5 μm,見(jiàn)圖4),顯著強(qiáng)化β基體,使材料強(qiáng)度提高;另一方面,由于棒材為R態(tài),原始的β晶粒被拉長(zhǎng)形變,晶界α相被彎折破碎,部分再結(jié)晶β晶粒形成,這有效防止了沿晶斷裂的發(fā)生,保證了材料的塑性。從表2還可以觀察到,隨著一次退火溫度升高,強(qiáng)度有下降的趨勢(shì),這是β轉(zhuǎn)變組織和初生α相共同作用的結(jié)果[6]。從表2還可見(jiàn),隨著一次退火溫度的升高,棒材的沖擊性能先降后升,但總體差異不大,一次退火溫度對(duì)沖擊性能的影響不明顯[7]。

表2 不同一次退火溫度下試驗(yàn)件的室溫力學(xué)性能Table 2 Room temperature mechanical properties of the tested pieces single annealed at different annealing temperatures

2.2 一次退火時(shí)間對(duì)組織和性能的影響

圖5為T(mén)C25G鈦合金棒材在一次退火溫度為T(mén)β-30 ℃下,保溫不同時(shí)間2、3和4 h后的顯微組織。初生α相含量均在30%～50%之間,隨著一次退火保溫時(shí)間由2 h提升到4 h,初生α相的尺寸有增加的趨勢(shì);β轉(zhuǎn)變組織由起初的細(xì)針狀向片層狀發(fā)展,由于受到熱處理的影響,β轉(zhuǎn)變組織逐漸粗化,片層厚度約為1.5 μm,組織粗化實(shí)質(zhì)上是一個(gè)元素?cái)U(kuò)散過(guò)程,受奧斯瓦爾德熟化機(jī)理[8-9]控制,小尺寸晶粒逐漸合并長(zhǎng)大,降低系統(tǒng)自由能,使組織趨于穩(wěn)定。

圖5 不同一次退火時(shí)間下試驗(yàn)件的顯微組織Fig.5 Microstructure of the tested pieces single annealed at different time(a) A2, 2 h; (b) A7, 3 h; (c) A8, 4 h

TC25G棒材一次退火保溫不同時(shí)間下的室溫力學(xué)性能如表3所示。從總體來(lái)看,強(qiáng)度呈緩慢下降的趨勢(shì),塑性先降低后升高。保溫時(shí)間由2 h升高到3 h時(shí),抗拉強(qiáng)度稍稍升高,屈服強(qiáng)度稍有下降,塑性明顯下降。保溫時(shí)間繼續(xù)增加,在3～4 h時(shí),強(qiáng)度下降,塑性略有升高。保溫時(shí)間在2 h時(shí),強(qiáng)度和塑性匹配較好,這是由于保溫時(shí)間在2 h時(shí),初生α相等軸化程度高,顯微組織由初生α、β轉(zhuǎn)變組織組成,并且組織還未粗化長(zhǎng)大,因此,強(qiáng)塑性匹配良好。由表3還可見(jiàn),在相同的一次退火溫度下,沖擊性能隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)先升高后降低;一次退火制度為(Tβ-30 ℃)×3 h時(shí),沖擊性能較好,但數(shù)值增幅不大(僅為1.5 J)。

表3 不同一次退火時(shí)間下試驗(yàn)件的室溫力學(xué)性能Table 3 Room temperature mechanical properties of the tested pieces single annealed at different time

2.3 一次退火冷卻方式對(duì)組織和性能的影響

TC25G棒材在(Tβ-30 ℃)×2 h退火參數(shù)下,分別經(jīng)空冷和油冷后的顯微組織如圖6所示?？绽錀l件下的顯微組織為初生α+β轉(zhuǎn)變組織;油冷條件下鈦合金發(fā)生馬氏體相變,顯微組織為初生α+亞穩(wěn)態(tài)β(六方馬氏體或斜方馬氏體)[10-11]。相較于空冷,油冷過(guò)程中β相來(lái)不及向α相轉(zhuǎn)變,導(dǎo)致α相含量減少,β相含量增加。

圖6 不同一次退火冷卻方式下試驗(yàn)件的顯微組織Fig.6 Microstructure of the tested pieces single annealed under different cooling methods(a) A2,AC; (b) A5, OC

TC25G棒材不同冷卻速度下的強(qiáng)度、塑性對(duì)比如表4所示。隨著冷卻速度的提高,強(qiáng)度明顯升高,油冷的抗拉強(qiáng)度與空冷相比提高了約265 MPa,屈服強(qiáng)度與空冷相比提高了約298 MPa;塑性明顯下降,油冷的伸長(zhǎng)率與空冷相比下降了約8%,斷面收縮率與空冷相比下降了約18%。由表4還可見(jiàn),油冷試樣的沖擊吸收能量比空冷試樣降低了2.5 J,這是因?yàn)榭绽浒舨牡钠瑺瞀罗D(zhuǎn)變組織明顯比油冷棒材多且厚,因而呈現(xiàn)較高的沖擊性能。

表4 不同一次退火冷卻方式下試驗(yàn)件的室溫力學(xué)性能Table 4 Room temperature mechanical properties of the tested pieces under different single annealing cooling methods

2.4 二次退火溫度對(duì)組織和性能的影響

TC25G棒材(Tβ-30 ℃)×2 h,AC一次退火后,經(jīng)不同溫度二次退火后的顯微組織如圖7所示。TC25G棒材Tβ-30 ℃一次退火過(guò)程中大部分初生α相完成向β相轉(zhuǎn)變,之后空冷形成初生α+β轉(zhuǎn)變組織+亞穩(wěn)態(tài)β。亞穩(wěn)態(tài)β相在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的物質(zhì),經(jīng)二次退火時(shí)又會(huì)發(fā)生分解,使鈦合金得到彌散強(qiáng)化的同時(shí),也改善其塑韌性[12]。此外,初生α相分布比較均勻且晶粒等軸化程度較高,同時(shí)β轉(zhuǎn)變組織呈片狀分布,當(dāng)二次退火溫度升高到630 ℃時(shí),初生α相晶粒有輕微長(zhǎng)大的趨勢(shì)。

圖7 不同二次退火溫度下試驗(yàn)件的顯微組織Fig.7 Microstructure of the tested pieces secondary annealed at different temperatures(a) A6, 560 ℃; (b) A2, 600 ℃; (c) A4, 630 ℃

TC25G棒材不同二次退火溫度下的強(qiáng)度、塑性對(duì)比如表5所示?？梢钥闯?隨著二次退火溫度的升高,強(qiáng)度值在600 ℃以下整體上呈現(xiàn)升高的趨勢(shì)。這是因?yàn)樵诙瓮嘶疬^(guò)程中會(huì)有彌散相析出,并且與基體保持共格關(guān)系,由于兩者不同的晶格常數(shù)在過(guò)渡相附近會(huì)形成一個(gè)晶格畸變區(qū);隨著二次退火溫度的升高,彌散相的密度不斷增加,便會(huì)產(chǎn)生大量的晶格畸變區(qū),從而不斷增加對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用,使得鈦合金的強(qiáng)度和硬度提高,而當(dāng)二次退火溫度高于600 ℃時(shí),兩種強(qiáng)度只有輕微增強(qiáng),說(shuō)明此時(shí)彌散相析出基本達(dá)到飽和態(tài)[13]。當(dāng)二次退火溫度小于600 ℃時(shí),隨著二次退火溫度的增加,合金的塑性呈現(xiàn)輕微升高的趨勢(shì),當(dāng)二次退火溫度超過(guò)600 ℃后,合金的伸長(zhǎng)率和斷面收縮率明顯下降。從表5還可見(jiàn),二次退火溫度600 ℃時(shí),TC25G棒材沖擊吸收能量在19.0 J左右,與技術(shù)條件規(guī)定的≥24 J相比,不能滿(mǎn)足要求。在530 ℃二次退火可明顯提高試樣的沖擊性能,升幅在7.5 J以上,由于530 ℃在技術(shù)條件規(guī)定之外,因此選擇560 ℃作為二次退火溫度同樣可滿(mǎn)足沖擊性能要求。

表5 不同二次退火溫度下試驗(yàn)件的室溫力學(xué)性能Table 5 Room temperature mechanical properties of the tested pieces secondary annealed at different temperatures

3 結(jié)論

1)TC25鈦合金棒材在Tβ-(40～20) ℃范圍內(nèi),隨退火溫度的升高,強(qiáng)度呈緩慢上升趨勢(shì),塑性先升高后降低。退火溫度為T(mén)β-30 ℃時(shí),強(qiáng)度、塑性匹配良好。

2)隨著一次退火保溫時(shí)間由2 h提升到4 h,初生α相的尺寸有增加的趨勢(shì),同時(shí)β轉(zhuǎn)變組織逐漸粗化;保溫時(shí)間在2 h時(shí),強(qiáng)度和塑性匹配較好。

3)經(jīng)油冷的TC25鈦合金棒材較空冷的室溫抗拉強(qiáng)度提高了約265 MPa,屈服強(qiáng)度提高了約298 MPa;塑性明顯下降,油冷試樣的伸長(zhǎng)率與空冷相比下降了約8%,斷面收縮率下降了約18%;通過(guò)對(duì)比,空冷下室溫綜合性能較好且組織形貌可滿(mǎn)足技術(shù)要求。

4)隨二次退火溫度由500 ℃升高到600 ℃,強(qiáng)度和塑性均逐漸增加;當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至630 ℃,由于彌散相析出基本達(dá)到飽和態(tài),對(duì)強(qiáng)度的影響不再明顯。

5)TC25鈦合金棒材沖擊性能的提升與二次退火溫度關(guān)系密切,選擇二次退火溫度為560 ℃,可顯著提升沖擊性能(比630 ℃時(shí)提高了7.5 J),并達(dá)到技術(shù)要求(550 ℃,≥24 J)。