高強鈦合金TB18 鍛件工藝參數研究

文／王華·海軍裝備部

新一代航空飛行器向高速化、大型化、結構復雜化以及提高燃油效率等方向的跨越式發展，要求在結構材料的設計中采用綜合性能更高的輕金屬材料，目前，使用超高強鈦合金是現代飛機實現減重的關鍵途徑之一，因此航空工業對高性能鈦合金材料的需求愈加迫切。而現在在飛機上獲得實際應用的高強高韌鈦合金主要有Ti1023，TC18，Ti55531 等，它們具有較高的力學性能和良好的強度與斷裂韌性匹配等特點，在具有較高靜強度的同時，又具有高斷裂韌性和高損傷容限性，主要用作飛機起落架和橫梁等重要受載部件。

而TB18 鈦合金是一種新型近β 型鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb，簡稱Ti1300，熱處理后靜強度更高，抗拉強度可達到1300MPa；同時又具有良好的淬透性，綜合性能優于Ti1023。本文通過研究不同鍛造工藝條件對TB18 鍛件組織和性能的影響，探究生產符合要求的大尺寸鍛件的工藝方法，為生產大尺寸新型超高強韌鈦合金自由鍛件提供理論和試驗依據，豐富和完善生產航空用鈦合金材料體系。

試驗方案

本試驗旨在研究生產高強鈦合金TB18 鍛件的鍛造工藝條件。通過研究分析在相同鍛造變形量、不同鍛造溫度下，與在相同鍛造溫度、不同鍛造變形量下鍛件的顯微組織與力學性能，最終確定了TB18 鍛件較為適宜的鍛造工藝參數：加熱溫度760℃，火次變形量20%～35%之間。

原材料

本次試驗采用TB18 高強鈦合金，相變點為813℃，具體原材料成分見表1，原材料組織見圖1。

表1 原材料成分(質量分數，%)

圖1 原材料高低倍組織

從表1 中看出，原材料成分符合標準要求，對原材料進行接觸法探傷檢查合格，通過圖1(a)及圖1(b)可以看出，材料均為細小球狀α 相彌散分布在β 基體上的雙態組織，原材料符合標準要求。

試驗方法

本次試驗擬研究不同鍛造溫度在相同變形量下以及相同鍛造溫度在不同變形量下成形對鍛件組織和性能的影響；并在所研究基礎上進行更大尺寸鍛件的試制，試驗鍛件下料規格為φ250mm×440mm，經770℃加熱保溫，先鍛造為(150±5)mm×(200±5)mm×720mm 后， 切 分 成150mm×200mm×100mm 等7 段，然后根據表2 所示鍛造工藝方案進行鍛造。鍛后對1#～7#鍛件進行固溶熱處理。

表2 鍛造試驗工藝方案

結果與分析

不同鍛造溫度對鍛件組織和力學性能的影響

圖2 是不同加熱溫度下鍛造的2#、5#、7#鍛件的顯微組織，從圖中可以看出隨著鍛造溫度的升高，其鍛件高倍組織均為再結晶β 晶粒，形態均為網籃組織，且平均晶粒尺寸基本相差不大，從顯微組織可以看出隨著鍛造溫度的下降，鍛件的平均晶粒大小表面位置呈現下降趨勢，而中心位置呈現上升趨勢，而此時鍛件的強度與塑性在長度方向均有所下降，這主要是由于在相同的變形條件下，晶粒越小，晶粒就越多，材料位錯的阻礙就越大，所以強度就越高，而在晶粒越小的時候，合金中參與變形的晶粒就越多，變形能分布在更多的晶粒中，應力集中更小，材料能承受更大的變形，也就能擁有更好的塑性。

通過電子掃描鏡對3 個鍛件中心組織進行觀察，可以發現鍛件組織為網籃組織，如圖3 所示，從圖3(a)中可以看出β 晶粒內可見細長針狀的相，為時效析出的次生α 相，針狀的α 相相互之間具有一定的取向關系交織排列，針狀的α 相的尺寸大約在1 ～2μm 之間，而且次生α 相比較粗大。隨著鍛造溫度的降低，可以看出圖3(b)、圖3(c)不同部位之間析出的次生α 相的交織分布很少，次生α 相比較細小，圖3(c)相比圖3(b)中析出的次生α 相更少，通過力學性能數據也能體現。

圖3 不同鍛造溫度下鍛件的SEM 顯微組織

對3 個鍛件全解剖作常規力學性能測試，測試結果如表3 所示(表中所有數據為測試結果的平均值)。隨著鍛造溫度的上升，L 方向上鍛件的抗拉強度呈現出持續上升的趨勢，屈服強度則呈現先上升后下降的趨勢，LT 方向上鍛件的抗拉強度呈現持續上升的趨勢，屈服強度則呈現持續下降的趨勢。再對鍛件的沖擊進行對比，L 與LT 方向上曲線為先上升后下降，可以看出，5#鍛件的沖擊最高。鍛件的KIC呈現隨溫度升高而升高的趨勢，其中在780℃鍛造溫度下，鍛件的斷裂韌性最高， 為74.3MPa×m1/2，而740℃鍛造溫度下，鍛件的斷裂韌性最低。

表3 不同鍛造溫度下鍛件L/LT 方向力學性能

經過對比三個不同鍛造溫度下鍛件的各項力學性能，可以看出780℃與760℃比740℃的鍛件綜合性能要更為優秀，因此后續對兩個鍛造溫度下不同變形量的鍛件性能進行進一步對比驗證。

不同鍛造變形量對鍛件組織和力學性能的影響

將780 ℃保溫加熱鍛造的1#～3#鍛件和760 ℃保溫加熱鍛造的4#～6#鍛件進行對比，分析在相同的加熱保溫溫度下不同鍛造變形量對鍛件的力學性能以及組織有何影響。圖4 為鍛造溫度780℃下不同變形量鍛件中心位置的顯微組織；圖5 為鍛造溫度760℃下不同變形量鍛件中心位置的顯微組織。鍛件組織由黑白相間的“塊狀”組織組成，這些組織為合金的β 晶粒，晶界清晰，晶粒尺寸大小相當。

圖4 780℃鍛造溫度下不同鍛造變形量鍛件的顯微組織

圖5 760℃鍛造溫度下不同鍛造變形量鍛件的顯微組織

表4 與表5 所示為兩種鍛造溫度下不同鍛造變形量鍛件的常規力學性能，通過對各個數據進行整理，繪制出各個鍛件力學性能的基本變化曲線圖，從中可以看出，在780℃鍛造溫度下鍛造時，隨著變形量的增加，鍛件的橫向與縱向抗拉強度都是逐漸下降的，而且鍛件在變形量達到35%時，L 方向上的沖擊就已不合格；而760℃鍛造溫度下，隨著變形量的增大，抗拉強度與屈服強度均是先上升后下降的趨勢，從其沖擊數據可以發現：隨著變形量增加，L 方向上沖擊是逐漸減小的，到變形量達到35%時，LT 方向上沖擊已經不合格；不同鍛造溫度下，鍛件變形量在35%時，鍛件的KIC均為最高值。

通過對兩組試驗數據及鍛件組織的分析發現，在鍛件的鍛造過程中，鍛件鍛造溫度在760℃時，鍛件綜合性能有著較為良好的表現，而變形量的確定，則是根據鍛件在鍛造中實際鍛造火次進行調整，而變形量每火次應不超過35%。

結論

本文對TB18 高強鈦合金鍛造工藝進行了探究，主要得到以下結論：

⑴相同鍛造變形量下，隨著鍛造溫度的越來越升高，鍛件表面位置晶粒越大，而中心位置越小，鍛件的力學性能具體表現為：抗拉強度和斷裂韌性呈上升趨勢，沖擊先上升后下降，而屈服強度在L 方向上先升高再下降， LT 方向上則呈下降趨勢；

⑵在相同鍛造溫度下，隨著鍛造變形量的增大，平均晶粒尺寸大小差異不大，但鍛件抗拉強度、屈服強度以及斷裂韌性出現拐點下降的趨勢，沖擊也逐漸下降；

⑶經相同鍛造變形量不同鍛造溫度下與相同鍛造溫度不同鍛造變形量下鍛件的顯微組織與力學性能數據對比，TB18 材料在760℃下進行鍛造，每火次變形量控制在20%～35%的情況下，其強度和塑性匹配性較好，擁有優良的綜合力學性能。