航空航天緊固件用TC16鈦合金棒鍛造軋制熱加工過程的組織演變

前言

TC16鈦合金屬于Ti-Al-Mo-V 系α+β型高強(qiáng)鈦合金，該合金主要在熱處理強(qiáng)化狀態(tài)下使用，其室溫拉伸強(qiáng)度極限都在1100MPa 以上，并且TC16在淬火狀態(tài)下具有良好的塑性，通過強(qiáng)化熱處理可獲得較高的強(qiáng)度，特別適合制作性能優(yōu)異的緊固件，已廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。

近年來，我國航空航天工業(yè)迅速發(fā)展，國內(nèi)各大院所也在基礎(chǔ)材料與緊固件制造技術(shù)方面加強(qiáng)研發(fā)力度，并且在我國的改型飛機(jī)和新設(shè)計的飛機(jī)中得到大量應(yīng)用。因此，有必要分析研究TC16鈦合金棒材生產(chǎn)工藝，明確各工藝參數(shù)對產(chǎn)品質(zhì)量的影響規(guī)律，并加以嚴(yán)格控制以改進(jìn)產(chǎn)品質(zhì)量，擴(kuò)大應(yīng)用。

本文將主要分析研究在棒材生產(chǎn)過程中，鍛造、軋制等熱加工工序中TC16鈦合金的組織演變過程。

1、試驗材料

本實驗所用材料為TC16鈦合金1000Kg 鑄錠，該鑄錠經(jīng)過三次真空自耗電弧爐熔煉，其規(guī)格為?450mm×1400mm。材料的化學(xué)成分見表1。

通過金相分析法測得試驗鑄錠的相變點為860℃～865℃。

2、工藝流程

TC16鈦合金?6mm棒材工藝流程：

原料準(zhǔn)備→配混料→壓制電極→三次真空自耗熔煉→鑄錠化學(xué)成分檢測→鍛造→軋制→退火→檢驗

3、熱加工工藝及加工過程的組織演變

根據(jù)上述工藝流程，本文主要分析棒材在鍛造及軋制加工過程的組織演變。

3.1 鍛造

為了解決加熱過程中鈦合金導(dǎo)熱率低導(dǎo)致的橫向溫差大和高溫下吸氣嚴(yán)重的問題，并考慮到鈦合金的導(dǎo)熱率隨著溫度的提高而增加的特點，我們采用分段式電爐加熱。

為獲得晶界α相充分破碎的組織，加熱溫度的選擇原則應(yīng)該是能夠保證熱變形在β區(qū)開始并在兩相區(qū)結(jié)束，即加熱溫度應(yīng)在Tβ以上，但不宜過高，溫度過高變形可能在β區(qū)結(jié)束，將導(dǎo)致晶界α相無法充分破碎。

綜上所述，制定的TC16鍛造加熱工藝如圖1所示。

實踐表明，變形的兩相合金，其組織形成的過程可以分為兩個幾乎是意義等同的階段：在變形影響下的組織形成和由于變形后冷卻的結(jié)果產(chǎn)生的組織形成[5]。

圖2 為TC16鍛至□ 100mm 水冷后的顯微組織。

TC16鈦合金緊固件最終產(chǎn)品的顯微組織要求是：晶粒細(xì)小、組織均勻性好、晶界α相充分破碎、晶內(nèi)α片細(xì)小的組織。變形量的控制方面，如果變形量過大（≥70%），片狀組織將發(fā)生球化并容易因變形熱過大導(dǎo)致組織不均勻；變形量過小（≤30%）則難以保證組織充分細(xì)化。

從圖2 我們可以看出，坯料在熱變形后，由于在變形溫度冷至β→α轉(zhuǎn)變開始的溫度過程中，α+β合金中不能防止α相的析出，β相晶粒尺寸的增長受到急劇抑止。冷卻時析出的晶內(nèi)α相為片狀組織，且區(qū)別于再結(jié)晶的β相晶粒內(nèi)的α相組織，其特點是α群或α片的形狀有一定程度的拉長，同時析出的α相的結(jié)構(gòu)較為彌散。在低于Tβ溫度內(nèi)，冷卻速度的改變主要對析出的α相質(zhì)點數(shù)量和彌散度有影響，增加冷卻速度β相晶粒周圍的α鑲邊更細(xì)，晶內(nèi)結(jié)構(gòu)更加細(xì)化，但組織的特征不發(fā)生改變。為后期熱處理效果考慮，鍛后水冷能保留金屬變形產(chǎn)生的大量晶體缺陷，而這些晶體缺陷在隨后的熱處理過程中，不僅成為形核的場所，而且缺陷所儲存的畸變能為元素擴(kuò)散提供了激活能。介于此，TC16鍛造后的冷卻方式采用水冷。

3.2 軋制

根據(jù)鍛造加熱方式的分析和選擇原則，鈦及鈦合金在軋制時應(yīng)該采用電爐加熱。同時考慮到變形熱的影響，坯料在軋制時會存在一定的溫升，彌補(bǔ)或提高了軋條的溫度，因此開軋溫度的設(shè)定不能過高，過高有可能會導(dǎo)致產(chǎn)品過熱出現(xiàn)魏氏組織。

在本次試驗中，我們選擇在α+β相區(qū)加熱，溫度控制在相變點Tβ以下50℃～150℃。

圖3 為TC16軋制時的加熱工藝。

軋制試驗的變形量的設(shè)定根據(jù)是否能夠?qū)崿F(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)的原則，兩火次軋制變形工藝分別為□100mm→?50mm，?50mm→?7.8mm。在兩相區(qū)變形時，晶內(nèi)α片以及沿晶界α鑲邊的形狀的變化決定于它相對于金屬流動方向的初始取向：垂直于金屬流向的α片變形最大，平行于該方向的α片拉長、壓扁，其它位向的片被彎曲。隨著變形量的增加，所有的α片試圖與金屬流向一致分布。通常變形量超過50%時，原始β晶粒的α鑲邊基本上與晶內(nèi)變形的α片形狀相同，很難區(qū)分。因此，生產(chǎn)實踐中，有明顯可見的α鑲邊的顯微組織，我們可以認(rèn)為是變形量不足的表征。

圖4 為不同規(guī)格軋條顯微組織情況。

通過圖4，我們能夠清楚的發(fā)現(xiàn)坯料經(jīng)過軋制后的顯微組織中的α片狀結(jié)構(gòu)被變形切割成單個質(zhì)點（球），從圖4 中可以看出切割后的每一個質(zhì)點的形狀和尺寸不是完全相同，且組織致密均勻分布，粗略估量軋制成品規(guī)格?7.8mm 的晶粒大小在2μm～3μm，基本多邊化。

4、結(jié)論

(1) β相區(qū)加熱鍛造時采用分段式加熱，加熱溫度應(yīng)在Tβ以上，但不宜過高。

(2)控制β相區(qū)鍛造變形量及鍛后水冷等工藝要素能夠獲得彌散分布的細(xì)小α片組織。

(3)兩相區(qū)軋制時加熱溫度控制在相變點Tβ以下50℃～150℃，采用□100mm→?50mm，?50mm→?7.8mm 的變形過程，能夠進(jìn)一步細(xì)化顯微組織，并使其球化。

參考文獻(xiàn)

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