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]。現階段針對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律,以及相應的 動態再結晶行為。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有限責任公司提供的退火態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, 在此狀態下保持一定的時間,同時監測溫控儀的溫度變化;保壓結束后,取出零件,放在室溫環境中自然冷卻回 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為非彈性變形,故回彈角減小。杜舜堯等[13]研究發現,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現,持續延長保壓時間對回彈角影響不大。

3.3　壁厚分布規律

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,發生動態再結晶的趨勢較小,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,拉伸傳力區的承載能力減弱,應力集中現象明顯,零件更趨于 發生減薄[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金屬發生伸長類變形,該位置金屬流線組織 沿伸長方向拉長,未發生明顯彎曲。V型件彎曲變形位置金屬的發生明顯彎曲變形,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 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,其中淺灰色區域為β相,深色 區域為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 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。

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,內側區域的平均晶粒尺寸為8.5μm,中間區域的平均晶粒尺寸為10.4μm,外側區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生明顯的動態再結晶現象。

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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