发布日期：2019-2-13 8:03:16
以下介绍影响TC4钛合金棒材冲击性能的主要因素，采用两种不同工艺路线制备φ75mmTC4钛合金棒材，通过金相组织和力学性能分析对比，确定影响冲击性能的主要因素。结果表明：⑴在锻造过程中，控制变形量，变形均匀，提高片层状α相的含量，形成有等轴α相、片层状α相共存的组织形貌，有利于提高材料的冲击性能。⑵控制终锻温度，减少α相含量，当α相含量约为50%时，有利于提高棒材的冲击性能。
TC4钛合金属于（α+β）型钛合金，其名义成分为Ti-6Al-4V，由于其兼有α型和β型钛合金的优点，所以具有较高的比强度、热强性、焊接性和较好的综合力学性能，通过热处理强化，强度可提高20%～30%，是目前应用最广的一种钛合金，被广泛应用于航空、航天、石油化工等领域，其市场用量占钛合金总消耗量的50%以上。在航天、航空领域，TC4钛合金主要用于制造支架、框架、桁条、起落架、紧固件和管道等。本文主要针对TC4钛合金棒材，执行GJB 391-1987标准，消除应力态，在生产过程中室温力学性能、硬度均满足标准要求，而冲击性能经常出现不合格的现象进行了分析研究。生产过程执行两种不同工艺路线，通过观察金相组织和室温力学性能分析对比，确定影响冲击性能指标的主要因素，进而提高和稳定冲击值，满足标准要求，为本合金的批量生产提供一定参考依据。
实验
实验材料
实验采用西部钛业有限责任公司生产的三次真空自耗电弧炉熔炼的TC4钛合金铸锭，铸锭经扒皮、探伤、切除冒口及锭底，锭型为φ690mm，如图1(a)所示。其化学成分符合标准GB/T 3620.1-2007及GB/T 3620.2-2007的要求，铸锭化学成分详见表1。用金相法测定铸锭的相变点为990～995℃。
实验方法
铸锭开坯选用β相区温度进行加热锻造，先锻制成一定尺寸的方坯，空冷、修磨后，根据2.0～2.3的高径比进行锯切下料，在相变点以下20～30℃范围内分别进行镦拔、拔长、滚圆，最后制成φ140mm棒坯，如图1(b)所示。制成的φ140mm棒坯按以下两种工艺路线进行生产锻造。
工艺路线1：将φ140mmTC4棒坯在相变点以下30～40℃范围内进行加热，经两火次精锻成形，最后锻制成规格为φ81mm的棒材。精锻过程中严格控制每火次变形量≤50%，道次变形量≤12%，防止锻造过程中形成变形热对材料的组织产生影响。锻制后的φ81mm棒材经过800℃/90min空冷处理后，经扒皮、抛磨、锯切后制成φ75mm的成品光棒。
工艺路线2：将φ140mmTC4棒坯在相变点以下50～60℃范围内进行加热，一火精锻成形，最后锻制成规格为φ81mm的棒材。精锻过程中严格控制道次变形量，每道次变形量≤12%，防止变形热影响。锻制后的φ81mm棒材经过800℃/90min空冷处理后，经扒皮、抛磨、锯切后制成φ75mm的成品光棒。
分别从φ140mm棒坯和两种不同工艺路线生产的φ75mm棒材切取长度约10mm的试样，试样表面通过车床平面见光后，用配置的酸（V氢氟酸∶V硝酸∶V水＝1∶3∶5）腐蚀试样表面，金相显微镜观察高倍组织，进行分析对比。按照GJB 391-1987标准要求对成品φ75mm棒材同样截取试样，做室温力学性能、硬度、冲击实验。
表1 TC4钛合金化学成分（质量分数，%）
主要成分 杂质元素，不大于元素名称 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
图1 TC4钛合金φ690mm铸锭及φ140mm棒坯
实验结果和分析
显微组织分析
图2为φ140mmTC4棒坯高倍组织，由图2可以看出棒坯的金相组织形状不一分布不均，具有一定的流向性。晶粒尺寸在20～120μm范围内，有长条α相，部分等轴α相，小部分大块α相。
图2 φ140mmTC4棒坯金相组织（100×）
图3为工艺路线1锻制的φ75mmTC4精锻棒材高倍组织，由图3可以看出金相组织分布均匀，没有流线形成，有等轴α、片层状α，α相基本已等轴化，晶粒尺寸平均在9～40μm 范围内，约90%的α相尺寸大小一致，α相含量约50%。
图4为工艺路线2锻制的φ75mm精锻棒材高倍组织，由图4可以看出金相组织分布较均匀，有等轴α相、长条α相，晶粒尺寸平均在13～50μm范围内，α相含量约70%。
对比图2、图3、图4可以看出，图2的高倍组织最差，晶粒尺寸大，组织差异性较大，分布杂乱，流线明显，说明变形量不够，变形过程不均匀；图3的组织大小差异最小，分布均匀，无流线存在，等轴化程度最好，基本全部实现等轴化；图4同图3一样组织大小差异性较小，分布较均匀，等轴化程度较图3差，有长条α相存在，α相含量较图3相对较多，局部有块状α相存在。
力学性能分析
工艺路线1和工艺路线2两种不同路线锻制的φ75mm精锻棒材力学性能如表2所示。从表2可以看出两种工艺路线锻制的棒材室温力学性能数据差异较小，路线1和路线2室温力学性能均高于标准要求，路线1的强度略高于路线2的强度，塑性略低于路线2的塑性，布氏硬度基本一样，但是路线2的冲击值低于标准，不满足标准要求，路线1的冲击值满足标准要求。综合两种工艺路线数据表明，工艺路线1在其他性能指标同路线2相当的前提下，冲击值达到标准要求。
通过两组不同工艺路线对比实验可以看出，工艺路线1经过两火精锻，道次变形量小，变形均匀，显微组织均匀分布，等轴化程度好，终锻温度较高，α含量较低，有等轴α相、片层状α相共存，冲击值较高。工艺路线2采用一火精锻，道次变形量大，坯料内外变形呈现不均匀化，显微组织沿径向分布存在差异，有等轴α相、长条α相共存，终锻温度较低，α含量较高，冲击值较低。经分析认为变形量大，变形不均匀，形成等轴α相、长条α相共存的组织形貌，终锻温度低引起α含量较高，是造成冲击性能低的主要因素。为了提高冲击性能，应该减小变形量，减少长条α相含量，增加片层状α相的含量，控制终锻温度，减少α相含量。
图3 工艺路线1锻制的φ75mmTC4棒材金相组织（250×）
图4 工艺路线2锻制的φ75mmTC4棒材金相组织（250×）
表2 两种不同工艺路线生产的φ75mmTC4钛合金棒材室温力学性能
室温力学性能，不小于 冲击 硬度热处理制度Rm/MPa Rp0.2/MPa A（%） Z（%） Akv（J/cm2） HB标准要求 873 - 12 33 39.2 3.40 /985 878 17.8 41 43.1 3.48～3.51工艺路线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工艺路线2 800℃ /90min，空冷967 873 20 48 37.5 3.46～3.44
结论
⑴在锻造过程中，控制变形量，变形均匀，提高片层状α相的含量，形成有等轴α相、片层状α相共存的组织形貌，有利于提高材料的冲击性能。
⑵控制终锻温度，减少α相含量，当α相含量约为50%时，有利于提高棒材的冲击性能。