鈦合金具有比強度高比模量高、抗腐蝕性能好、高/低溫性能優(yōu)異等特點,集航天材料所需特質于一體,成為了航天領域應用廣泛的關鍵材料之一[1]。

其中TC4鈦合金占全球鈦合金產量的50%以上[2],具有較高的服役強度及良好的熱穩(wěn)定性,服役溫度可達400℃。然而鈦合金材料成本高,很大程度上限制其廣泛應用。因此,鈦合金材料的制備及成形的低成本化已成為國內外鈦工業(yè)領域重要的研究方向[3]。

為了降低鈦合金成本,可通過減少昂貴的合金元素或用可以在鈦中發(fā)揮類似作用的廉價元素替代昂貴元素[4] 。但TC4鈦合金的鑄錠晶粒非常粗大,通常需要高溫開坯工藝破碎粗大的晶粒,這顯著增加了成本、工時和能 耗[5]?，F階段針對TC4鈦合金,普遍通過使用Fe代替V從而達到降低鈦合金成本的目的[6]。目前,國內外已有 很多學者對此類低成本鈦合金的熱處理工藝與成形進行研究。駱良順等[7]認為Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O低 成本鈦合金屬于負溫度正應變敏感材料,該合金的適宜熱變形區(qū)為應變速率為0.001~0.01s^-1、變形溫度為 875~925℃。WanGL等[8]在Gleeble3800上進行了Ti6Al-0.4V-1.2Fe低成本鈦合金的等溫壓縮實驗,結果表明, 該合金的最佳變形溫度為820~950℃、應變速率為0.01~0.32s^-1,與Ti-6Al-4V鈦合金相比,Ti-6Al-0.4V- 1.2Fe低成本鈦合金具有更好的熱加工性能和更好的塑性。BodunrinMO等[9]在Gleeble3500熱模擬機上對 Ti-6Al-1V-3Fe鈦合金進行了不同變形溫度(750~950℃)和應變速率(1~10s^-1)下的熱壓縮實驗,使用加工圖和 顯微結構驗證來確定最合適的加工條件。XuGH等[10]通過多道次熱變形將Ti-6Al-2.5V-1.5Fe鈦合金中原始 粗大的晶粒細化到更小的尺寸,闡明了不同變形條件下的熱變形行為和組織演變的協同調控規(guī)律,以及相應的 動態(tài)再結晶行為。目前,針對Fe代替V的低成本鈦合金熱成形研究相對較多,但是針對TC4LCA低成本鈦合金這 一類通過改變微量元素比例,從而降低成本的鈦合金的熱成形研究相對較少。TC4LCA是在傳統TC4鈦合金化學 成分的基礎上,保持主成分Al、V含量不變,對微量元素Fe和O的含量進行微調,而設計的一種新型低成本鈦合 金[11]。對比TC4鈦合金,其生產成本降低25%以上,且屈服強度與抗拉強度均優(yōu)于傳統TC4鈦合金。但針對 TC4LCA低成本鈦合金熱彎曲工藝尚缺乏系統研究,因此,本文詳細研究了不同熱處理制度對TC4LCA低成本鈦合 金的硬度、強度、回彈變形以及成形性能的影響,探究TC4LCA低成本鈦合金熱彎曲最佳工藝參數,進而降低鈦 合金航天航空構件成本,這對于推廣TC4LCA低成本鈦合金在航空航天高端裝備領域的應用是十分必要的。

1、實驗材料

本研究從由西部鈦業(yè)有限責任公司提供的退火態(tài)TC4LCA鈦合金坯料中切割長度為165mm、寬度為80mm、厚度 為12mm的板坯試樣(軋制方向)。

其化學成分見表1,其屈服強度為1000MPa,抗拉強度為1033MPa。

2、V型件熱彎曲實驗裝置與方法

為探究TC4LCA鈦合金V型件熱彎曲工藝參數,開展鈦合金熱彎曲實驗。實驗在熱成形實驗單元RX-1設備上進行 ,上下平臺采用電熱棒電阻加熱的方式,通過PID控制設備爐內溫度。實驗用V型件熱彎曲模具示意圖與安裝位 置如圖1和圖2所示,采用R4.8mm圓角半徑的型面進行熱彎曲實驗,模具和板料的溫度通過平臺升溫傳導,平臺 使用K型熱電偶測溫,精度范圍為±1.5℃。在V型件熱彎曲模具內設置了熱電偶放置孔,在進行熱彎曲實驗時, 熱電偶外接溫度監(jiān)控記錄儀,由溫控儀實時檢測V型件成形溫度變化。實驗開始前,在模具與板坯上噴涂石墨 作為潤滑劑;V型件熱彎曲模具裝爐,安裝熱電偶,通過PID溫控儀設定實驗所需目標溫度;待溫度升至目標溫度 后放入板坯,板坯通過臺階以及板坯與模具一端對齊的方式定位;板坯在模具內保溫3min,保證板坯溫度達到 實驗所需溫度,由于模具較小,且熱電偶孔安裝位置接近板坯型面,可認定熱電偶外接的溫度監(jiān)控記錄儀所顯 示的溫度代表板坯的溫度;凹模保持固定,凸模以5mm·s-1的速度向下沖壓;沖壓結束后,模具合模保持不動, 在此狀態(tài)下保持一定的時間,同時監(jiān)測溫控儀的溫度變化;保壓結束后,取出零件,放在室溫環(huán)境中自然冷卻回 彈。

TC4LCA鈦合金V型件熱彎曲實驗采用耦合模具等溫熱壓成形方法完成,模具材料為耐熱鑄鋼ZG35Cr24Ni7SiN。 模具凸模的彎曲半徑分別為(t為板坯初始厚度,t=12mm):0.5t(6mm)、1.0t(12mm)、1.5t(18mm)、2.0t (24mm),彎曲角度均為90°。鈦合金在室溫下的變形抗力高、成形性能較差,易導致構件過度回彈及開裂,因此 ,可通過提高成形溫度改善其成形性能[12],但是在800℃以上,鈦合金會呈現出典型的超塑性。因此,本文研 究的鈦合金熱彎曲工藝的溫度區(qū)間為700~800℃。熱彎曲成形溫度分別選取為700、750和800℃,模具升溫至 目標溫度后,轉移試樣至模具中保溫20min后開始成形,當凸凹模耦合后加壓至147kN,分別保壓5、15、25min 后取出試件,空冷至室溫。具體實驗參數如表2所示,每組條件進行3次重復性實驗。

在成形結束后利用游標角度尺測量兩個直角邊的角度,將測得的角度與模具數模的直角邊角度進行對比,進而 得出回彈角,再利用壁厚測量儀測量V型件壁厚變化。同時為探究不同工藝參數對鈦合金微觀組織的影響,沿V 型件厚度方向切割金相樣品,經打磨、拋光、腐蝕后利用金相顯微鏡觀察V型件成形過程中的微觀組織變化。 為探究不同熱彎曲工藝參數對V型件力學性能的影響規(guī)律,沿V型件對稱等距位置分別測量維氏硬度,并在V型 件兩側直邊區(qū)域切割拉伸試樣,進行強度測量。

3、結果與分析

3.1　尺寸偏差分析

較小的彎曲半徑(0.5t)導致成形產生明顯的尺寸偏差,如圖3所示,該彎曲半徑下,V型件內部出現明顯壓痕,造 成彎曲內側厚度方向上過度減薄。寬度方向在厚向擠壓力的作用下發(fā)生伸長變形,彎曲角周圍產生壓縮變形, 使得金屬在寬度方向上向兩側流動,造成寬度方向增寬,寬度從80mm增大至82.34mm。同時,圓角外側由于不受 凸模的直接作用力,因此寬度方向的變形量較少,內側金屬帶動外側金屬運動,使得內側外翻,在邊緣產生畸變 缺陷,導致邊緣厚度從12mm增厚至12.69mm。

3.2　回彈分析

不同成形溫度和保壓時間下彎曲半徑與回彈角的關系如圖4所示。測量結果表明,在相同成形溫度條件下,隨 著彎曲半徑與保壓時間的增加,回彈角減小,在700℃條件下,回彈角從38′降低至3′,在750 ℃條件下,回彈角從12′降低至1′,在800℃條件下,回彈角從8′降低至0′。鈦合金厚板V型件熱彎曲時出現 的缺陷為回彈與壁厚減薄。V型件成形受力示意圖如圖5所示,在實驗測試中,由于摩擦,板材受到彎矩M和拉力 F。當彎曲半徑較小時,在拉力F的作用下板坯外側受拉應力變形量較高,外側與內側壓應力產生較大差異,板 材的中性層向內層移動,導致彎曲后回彈角較大。

保壓時間同為15min時,不同成形溫度下彎曲半徑與回彈角的關系如圖6a所示,可以發(fā)現成形溫度從700℃提升 至800℃、彎曲半徑從0.5t增大至2.0t時,回彈角從27′降低至0′,V型件的彎曲回彈得到有效抑制。當彎曲 半徑為12mm時,不同保壓時間下成形溫度與回彈角的關系如圖6b所示,隨著成形溫度從700℃提升至800℃、保 壓時間從5min增加至25min時,回彈角逐漸降低,回彈角從16′降低至0′,這是因為伴隨著成形溫度和保壓時間的增加,鈦合金零件在高溫下停留時間越長,則應力松弛越明顯,在總變形量不變的條件下,其彈性變形隨時間的延長不斷轉變?yōu)榉菑椥宰冃?故回彈角減小。杜舜堯等[13]研究發(fā)現,鈦合金的應力松弛可以分為兩個階段:第1個階段,應力松弛速率很快,剩余應力急劇降低;第2個階段,應力松弛較為緩慢,逐漸趨近于定值。因此,將保壓時間為15與25min的零件回彈角對比可以發(fā)現,持續(xù)延長保壓時間對回彈角影響不大。

3.3　壁厚分布規(guī)律

各工藝參數與減薄率關系曲線如圖7所示。保壓時間為15min時,不同成形溫度下,彎曲半徑與減薄率的關系如 圖7a所示,在700℃條件下,隨著彎曲半徑的增加,減薄率從5.7%降低至1.7%。在750℃條件下,減薄率從6.7%降低至2.3%。在800℃條件下,減薄率從6.8%降低至2.5%。當彎曲半徑為12mm時,不同 保壓時間下成形溫度與減薄率的關系如圖7b所示,可以發(fā)現,隨著成形溫度與保壓時間的增加,減薄率增大。 這主要是因為在較低的成形溫度下,發(fā)生動態(tài)再結晶的趨勢較小,宏觀變形上獲得更明顯的加工硬化,可以積 累更多位錯,進而產生的應變硬化有助于改善成形構件不同截面壁厚的均勻性,同時,隨著成形溫度的升高,板 料與模具之間的摩擦力增大,加工硬化現象減弱,拉伸傳力區(qū)的承載能力減弱,應力集中現象明顯,零件更趨于 發(fā)生減薄[14]。綜合考慮工藝參數對回彈角和減薄率的影響,建議后期熱彎曲工藝過程中彎曲半徑大于12mm, 成形溫度為750℃,保壓時間為15min,此為最佳成形條件。

3.4　微觀組織分布規(guī)律

V型件熱彎曲過程中微觀組織變化如圖8所示。

原始板材中組織呈板條狀。板坯彎曲成形V型件過程中直邊傳力區(qū)金屬發(fā)生伸長類變形,該位置金屬流線組織 沿伸長方向拉長,未發(fā)生明顯彎曲。V型件彎曲變形位置金屬的發(fā)生明顯彎曲變形,板條狀 組織明顯彎曲,且隨著成形構件彎曲半徑的減小,金屬流線組織的彎曲現象越明顯,其組織演化與宏觀變形規(guī) 律一致。

從成形溫度為700和800℃的V型件上切割微觀組織觀測樣品,使用掃描電子顯微鏡 (ScanningElectronMicroscope,SEM)進行微觀組織觀測。觀測結果如圖9所示,其中淺灰色區(qū)域為β相,深色 區(qū)域為α相,隨著成形溫度由700℃增加至800℃,α相含量降低,β相含量增加,β相相較于α相具有更多的滑 移系,屈服強度低,塑性好,彈性變形量相對較小,這將明顯改善高溫塑性變形能力,減弱成形V型件的回彈行為 。

通過電子背散射衍射(ElectronBackscatterDiffraction,EBSD)技術觀察不同工藝參數條件下成形的V型件軋 制方向組織分布,如圖10所示,可以發(fā)現15min保壓時間下不同成形溫度、彎曲半徑條件下的微觀組織分布規(guī) 律一致。由于原始鈦合金板坯厚度為12mm,在軋制過程中應力分布不均勻,導致在厚度方向存在一定的板條狀 軋制組織形態(tài)。

在不同彎曲半徑與成形溫度下,晶粒取向較為均勻,各向異性趨勢較弱,這是因為在熱彎曲過程中,板坯內部的 應力分布較均勻,無明顯的應力集中區(qū)域。不同成形溫度下、保壓15min得到的晶粒尺寸分布如圖11所示,可 以觀察到,整體晶粒中大部分的等效圓直徑尺寸小于10μm,該部分數量占選區(qū)數量的80%左右,標準偏差較小, 總體上呈細小均勻分布。隨著成形溫度的提高,晶粒尺寸由10.9μm增加至15.8μm,晶粒尺寸偏差略有增加。 這是由于較高的成形溫度導致板坯內部的原子擴散速率增加,且晶界遷移速率增加,易導致晶粒粗化。V型件 在熱壓彎曲區(qū)域沿厚度方向分為內側、中部和外側,3種位置的晶粒尺寸分布情況如圖12所示,從圖12中可以 觀察到,內側區(qū)域的平均晶粒尺寸為8.5μm,中間區(qū)域的平均晶粒尺寸為10.4μm,外側區(qū)域的平均晶粒尺寸為 10.9μm,這是因為內外側在熱壓彎曲過程中的應力狀態(tài)不一致。V型件內側受壓應力、外側受拉應力,導致內 側晶粒尺寸壓縮變小,外側晶粒尺寸拉伸變大。

在相同保壓時間下,不同成形溫度及彎曲半徑的工藝參數下V型件的晶粒取向分布情況如圖13 所示,由圖13可以觀察到,由于厚板軋制退火過程中未形成完全等軸組織,后續(xù)熱彎曲過程中存在大量的殘余 應力及位錯,這導致熱壓成形后小角度晶界比例仍較高,且不同工藝參數條件下晶粒取向分布規(guī)律基本一致, 證明當前成形條件下板坯高溫熱壓彎曲過程未發(fā)生明顯的動態(tài)再結晶現象。

其中,當成形溫度為800℃時,V型件小角度晶界含量明顯小于700和750℃條件下的,且當成形溫度同為750℃時 ,彎曲半徑為0.5t時V型件的小角度晶界含量明顯小于彎曲半徑為2.0t時的。

這說明盡管總體上動態(tài)再結晶趨勢較小,但在較高成形溫度及彎曲變形下,仍然可獲得少量的高溫及變形位錯 所誘導的動態(tài)再結晶,形成再結晶晶核,消除位錯。

3.5　力學性能分析

硬度和強度測試取樣位置如圖14所示。各區(qū)域的維氏硬度值如表3所示,熱彎曲成形后,V型件硬度總體呈下降 趨勢,性能基本均達到了母材的90%。隨著成形溫度的升高,維氏硬度值有小幅降低。室溫單軸拉伸力學性能 如表4所示,其屈服與抗拉強度同樣隨著成形溫度的升高而下降,強度指標均達到了母材的90%以上。這是由于 較高成形溫度下發(fā)生更多的β相變,相較于α相更易產生位錯滑移,變形抗力較小,且高溫下晶粒發(fā)生粗化,小 角度晶界面積減少,變形需協調不同取向晶粒較少,位錯運動阻礙減少,導致高溫成形V型件的硬度及強度降低 。

4、結論

(1)鈦合金厚板V型件熱彎曲時,在較小的彎曲半徑(0.5t)下會產生壓痕,導致V型件明顯減薄。隨著成形溫度、保壓時間的升高,回彈角減小,壁厚減薄率增大。隨著彎曲半徑的減小,壁厚減薄率和回彈角增大,綜合考慮最佳的工藝參數為成形溫度為750℃,保壓時間為15min。

(2)通過微觀組織分析,彎曲成形過程中金屬流線沿著彎曲方向變化,彎曲半徑越小變化越明顯,隨著成形溫度從700℃提高至800℃,α相至β相變趨勢增加,晶粒尺寸略有長大。當熱彎曲成形溫度為800℃時,V型件的小角度晶界含量明顯小于700和750℃。

(3)隨著熱彎曲成形溫度的升高,β相變趨勢增加,晶粒粗化,導致鈦合金V型件的硬度及強度均有小幅下降,但 性能基本均達到了母材的90%。

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