TC11(Ti-6.5A1-3.5Mo-1.5Zr-0.3Sl)鈦合金是一種馬氏體α+β型鈦合金,在500℃以下具有優異的熱強性能,并且具有較高的室溫強度、耐腐蝕性、熱穩定性以及抗蠕變性能。目前主要用于制造航空發動機的壓氣機盤、葉片、環形件和緊固件。

但是由于TC11成型溫度較窄,加之變形抗力對變形溫度和應變速率很敏感,造成TC11鈦合金在實際開發生產中由于鍛造工藝不成熟等因素使TC11棒材力學性能和顯微組織難以達到標準要求。本文根據鈦業分公司實際開發情況,探討了TC11鈦合金鍛造工藝對其室溫拉伸性能的影響。

試驗原料及其生產過程

采用攀長鋼公司鈦業分公司生產的TC11鑄錠進行試驗。

TC11鈦合金生產的工藝流程為:配料→壓制電極→焊接電極→熔煉(3次)→扒皮→電爐或燃氣爐加熱→鍛造開坯→加熱→鍛造成棒材。本次TC11試驗合金的爐號為Y106C-362,鑄錠規格為中750 mm。

TC11合金β轉變溫度探究

理論上TC11鈦合金的β轉變溫度為1 000 C"。由鑄錠化學成分計算此TC11鈦合金β轉變溫度(計算公式出自參考文獻R),得出此TC11的β轉變溫度為1 014.2℃,然后由β轉變溫度確定TC11鈦合金加熱工藝。

實驗方案

開坯

合金在電爐中加熱,加熱工藝曲線見圖1,裝爐溫度≤750 ℃,開鍛溫度≥900 ℃,終鍛溫度≥800 ℃,再燒時間≥40 min;

此次鍛造主要是開坯過程,鑄錠由730 mm x1 500 mm鍛造成385 mm x 385 mm xL的坯料,以備進行第二次棒材的鍛造。

鍛造試驗方案

共采用3種方案進行試驗,鍛后空冷,為了得到綜合性能較好的網籃組織,鍛造時都采用近β鍛造。

加熱工藝曲線見圖2所示。

鍛造工藝1:在β相區下部開鍛,兩相區結束鍛造,采用直接拔長的方法,坯料經3火鍛造,由385mm x 385 mm ×L拔長至300 mm x L,不保證末火變形量,末火變形量約10%,終鍛溫度約850 ℃。

鍛造工藝2:在β相區下部開鍛,兩相區結束鍛造,采用直接拔長的方法,坯料經3火鍛造,由385mm x 385 mm x L直接拔長至230 mm ×L,保證末火變形量,末火變形量約47%,終鍛溫度約850 c

鍛造工藝3:在β相區下部開鍛,兩相區結束鍛造,坯料采用兩鑲兩拔,由385mmL鍛至310mm ×L后,直接一火拔長至230mm xL,末火變形量約61% ,終鍛溫度約900 ℃。

檢測方案

棒材采用950 ℃,2h,空冷+530 ℃,6h,空冷進行熱處理,之后在棒材橫向1/2半徑處取樣制成國標圓柱試樣,測定室溫拉伸性能,并在棒材取樣觀察顯微組織。

結果與分析

檢測結果見表1。對表1進行分析如下:工藝1:此次TC11鍛造后抗拉強度不足,屈服強度也較低,并且斷面收縮率和斷后伸長率也較低,其強度和塑性均不符合標準。綜上所述,此次TC11棒材力學綜合性能較差,*達不到標準要求,并且低倍組織中顯示有未破碎的完整β晶粒。工藝2:與工藝1相比,工藝2保證了必要的末火變形量,此次鍛造后抗拉強度比工藝1有所提升，達到要求,但塑性指標仍然較差,綜合性能有所提高,但仍有清晰β晶粒。

工藝2:與工藝1相比,工藝2保證了必要的末火變形量,此次鍛造后抗拉強度比工藝1有所提升，達到要求,但塑性指標仍然較差,綜合性能有所提高,但仍有清晰β晶粒。

工藝3:可以看出,不管是強度還是塑性都非常好,顯微組織為綜合性能好的網籃組織,晶粒較細,達到了預期效果。工藝3在工藝2的基礎上增加了鍛拔次數,適當提高了終鍛溫度。圖3、圖4為工藝3的金相圖片:

由于β晶粒及晶界α充分破碎,從金相圖中可以看出顯微組織為非常標準的網籃組織。

鍛造工藝對檢測結果分析

從以上鍛造時的加熱工藝結合文獻[2]得出:TC11鈦合金在鍛造溫度低于β相變點1000℃的兩相區(加熱溫度為950 ℃,低于β相變點)進行加熱鍛造,根據終鍛溫度和變形量的不同,一般可獲得網籃組織或者等軸組織。網籃組織具有較高的斷裂韌性、持久強度、抗蠕變性能和中等的拉伸塑性,但熱穩定性和疲勞性能較低。從檢查結果中顯示前兩次鍛造并未獲得網籃組織,由于變形量不足導致還存在完整β晶,塑性和強度也未能達到理論標準。

結論

(1)鍛造時未能*破碎鑄態組織(鍛造變形量不足),存在原始β晶和晶界α是導致前兩次鍛造后綜合性能較差的主要原因。采用多次鍛粗拔長的方法進行改進,保證原始β晶粒及晶界α充分破碎,細化晶粒提高其室溫拉伸性能。

(2)保證末火變形量,并且使總變形量控制在61%以上并在兩相區內適當提高終鍛溫度有助于網籃組織的形成,可使鍛造出的TC11合金具有較高的綜合性能。