發布日期：2019-2-13 8:03:16
以下介紹影響TC4鈦合金棒材沖擊性能的主要因素，采用兩種不同工藝路線制備φ75mmTC4鈦合金棒材，通過金相組織和力學性能分析對比，確定影響沖擊性能的主要因素。結果表明：⑴在鍛造過程中，控制變形量，變形均勻，提高片層狀α相的含量，形成有等軸α相、片層狀α相共存的組織形貌，有利于提高材料的沖擊性能。⑵控制終鍛溫度，減少α相含量，當α相含量約為50%時，有利于提高棒材的沖擊性能。
TC4鈦合金屬于（α+β）型鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-4V，由于其兼有α型和β型鈦合金的優點，所以具有較高的比強度、熱強性、焊接性和較好的綜合力學性能，通過熱處理強化，強度可提高20%～30%，是目前應用最廣的一種鈦合金，被廣泛應用于航空、航天、石油化工等領域，其市場用量占鈦合金總消耗量的50%以上。在航天、航空領域，TC4鈦合金主要用于制造支架、框架、桁條、起落架、緊固件和管道等。本文主要針對TC4鈦合金棒材，執行GJB 391-1987標準，消除應力態，在生產過程中室溫力學性能、硬度均滿足標準要求，而沖擊性能經常出現不合格的現象進行了分析研究。生產過程執行兩種不同工藝路線，通過觀察金相組織和室溫力學性能分析對比，確定影響沖擊性能指標的主要因素，進而提高和穩定沖擊值，滿足標準要求，為本合金的批量生產提供一定參考依據。
實驗
實驗材料
實驗采用西部鈦業有限責任公司生產的三次真空自耗電弧爐熔煉的TC4鈦合金鑄錠，鑄錠經扒皮、探傷、切除冒口及錠底，錠型為φ690mm，如圖1(a)所示。其化學成分符合標準GB/T 3620.1-2007及GB/T 3620.2-2007的要求，鑄錠化學成分詳見表1。用金相法測定鑄錠的相變點為990～995℃。
實驗方法
鑄錠開坯選用β相區溫度進行加熱鍛造，先鍛制成一定尺寸的方坯，空冷、修磨后，根據2.0～2.3的高徑比進行鋸切下料，在相變點以下20～30℃范圍內分別進行鐓拔、拔長、滾圓，最后制成φ140mm棒坯，如圖1(b)所示。制成的φ140mm棒坯按以下兩種工藝路線進行生產鍛造。
工藝路線1：將φ140mmTC4棒坯在相變點以下30～40℃范圍內進行加熱，經兩火次精鍛成形，最后鍛制成規格為φ81mm的棒材。精鍛過程中嚴格控制每火次變形量≤50%，道次變形量≤12%，防止鍛造過程中形成變形熱對材料的組織產生影響。鍛制后的φ81mm棒材經過800℃/90min空冷處理后，經扒皮、拋磨、鋸切后制成φ75mm的成品光棒。
工藝路線2：將φ140mmTC4棒坯在相變點以下50～60℃范圍內進行加熱，一火精鍛成形，最后鍛制成規格為φ81mm的棒材。精鍛過程中嚴格控制道次變形量，每道次變形量≤12%，防止變形熱影響。鍛制后的φ81mm棒材經過800℃/90min空冷處理后，經扒皮、拋磨、鋸切后制成φ75mm的成品光棒。
分別從φ140mm棒坯和兩種不同工藝路線生產的φ75mm棒材切取長度約10mm的試樣，試樣表面通過車床平面見光后，用配置的酸（V氫氟酸∶V硝酸∶V水＝1∶3∶5）腐蝕試樣表面，金相顯微鏡觀察高倍組織，進行分析對比。按照GJB 391-1987標準要求對成品φ75mm棒材同樣截取試樣，做室溫力學性能、硬度、沖擊實驗。
表1 TC4鈦合金化學成分（質量分數，%）
主要成分 雜質元素，不大于元素名稱 Al V Fe O C N H Si上6.32 4.06 0.127 0.16 0.015 0.010 0.001 0.010中6.20 4.00 0.133 0.16 0.018 0.010 0.001 0.010下6.33 4.11 0.137 0.16 0.017 0.010 0.001 0.010
圖1 TC4鈦合金φ690mm鑄錠及φ140mm棒坯
實驗結果和分析
顯微組織分析
圖2為φ140mmTC4棒坯高倍組織，由圖2可以看出棒坯的金相組織形狀不一分布不均，具有一定的流向性。晶粒尺寸在20～120μm范圍內，有長條α相，部分等軸α相，小部分大塊α相。
圖2 φ140mmTC4棒坯金相組織（100×）
圖3為工藝路線1鍛制的φ75mmTC4精鍛棒材高倍組織，由圖3可以看出金相組織分布均勻，沒有流線形成，有等軸α、片層狀α，α相基本已等軸化，晶粒尺寸平均在9～40μm 范圍內，約90%的α相尺寸大小一致，α相含量約50%。
圖4為工藝路線2鍛制的φ75mm精鍛棒材高倍組織，由圖4可以看出金相組織分布較均勻，有等軸α相、長條α相，晶粒尺寸平均在13～50μm范圍內，α相含量約70%。
對比圖2、圖3、圖4可以看出，圖2的高倍組織最差，晶粒尺寸大，組織差異性較大，分布雜亂，流線明顯，說明變形量不夠，變形過程不均勻；圖3的組織大小差異最小，分布均勻，無流線存在，等軸化程度最好，基本全部實現等軸化；圖4同圖3一樣組織大小差異性較小，分布較均勻，等軸化程度較圖3差，有長條α相存在，α相含量較圖3相對較多，局部有塊狀α相存在。
力學性能分析
工藝路線1和工藝路線2兩種不同路線鍛制的φ75mm精鍛棒材力學性能如表2所示。從表2可以看出兩種工藝路線鍛制的棒材室溫力學性能數據差異較小，路線1和路線2室溫力學性能均高于標準要求，路線1的強度略高于路線2的強度，塑性略低于路線2的塑性，布氏硬度基本一樣，但是路線2的沖擊值低于標準，不滿足標準要求，路線1的沖擊值滿足標準要求。綜合兩種工藝路線數據表明，工藝路線1在其他性能指標同路線2相當的前提下，沖擊值達到標準要求。
通過兩組不同工藝路線對比實驗可以看出，工藝路線1經過兩火精鍛，道次變形量小，變形均勻，顯微組織均勻分布，等軸化程度好，終鍛溫度較高，α含量較低，有等軸α相、片層狀α相共存，沖擊值較高。工藝路線2采用一火精鍛，道次變形量大，坯料內外變形呈現不均勻化，顯微組織沿徑向分布存在差異，有等軸α相、長條α相共存，終鍛溫度較低，α含量較高，沖擊值較低。經分析認為變形量大，變形不均勻，形成等軸α相、長條α相共存的組織形貌，終鍛溫度低引起α含量較高，是造成沖擊性能低的主要因素。為了提高沖擊性能，應該減小變形量，減少長條α相含量，增加片層狀α相的含量，控制終鍛溫度，減少α相含量。
圖3 工藝路線1鍛制的φ75mmTC4棒材金相組織（250×）
圖4 工藝路線2鍛制的φ75mmTC4棒材金相組織（250×）
表2 兩種不同工藝路線生產的φ75mmTC4鈦合金棒材室溫力學性能
室溫力學性能，不小于 沖擊 硬度熱處理制度Rm/MPa Rp0.2/MPa A（%） Z（%） Akv（J/cm2） HB標準要求 873 - 12 33 39.2 3.40 /985 878 17.8 41 43.1 3.48～3.51工藝路線1 800℃ /90min，空冷979 886 18.5 45 44.3 3.43～3.43 971 870 18.3 43 33.7 3.49～3.53工藝路線2 800℃ /90min，空冷967 873 20 48 37.5 3.46～3.44
結論
⑴在鍛造過程中，控制變形量，變形均勻，提高片層狀α相的含量，形成有等軸α相、片層狀α相共存的組織形貌，有利于提高材料的沖擊性能。
⑵控制終鍛溫度，減少α相含量，當α相含量約為50%時，有利于提高棒材的沖擊性能。