钛合金具有比强度高比模量高、抗腐蚀性能好、高/低温性能优异等特点,集航天材料所需特质于一体,成为了航天领域应用广泛的关键材料之一[1]。

其中TC4钛合金占全球钛合金产量的50%以上[2],具有较高的服役强度及良好的热稳定性,服役温度可达400℃。然而钛合金材料成本高,很大程度上限制其广泛应用。因此,钛合金材料的制备及成形的低成本化已成为国内外钛工业领域重要的研究方向[3]。

为了降低钛合金成本,可通过减少昂贵的合金元素或用可以在钛中发挥类似作用的廉价元素替代昂贵元素[4] 。但TC4钛合金的铸锭晶粒非常粗大,通常需要高温开坯工艺破碎粗大的晶粒,这显著增加了成本、工时和能 耗[5]。现阶段针对TC4钛合金,普遍通过使用Fe代替V从而达到降低钛合金成本的目的[6]。目前,国内外已有 很多学者对此类低成本钛合金的热处理工艺与成形进行研究。骆良顺等[7]认为Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O低 成本钛合金属于负温度正应变敏感材料,该合金的适宜热变形区为应变速率为0.001~0.01s^-1、变形温度为 875~925℃。WanGL等[8]在Gleeble3800上进行了Ti6Al-0.4V-1.2Fe低成本钛合金的等温压缩实验,结果表明, 该合金的最佳变形温度为820~950℃、应变速率为0.01~0.32s^-1,与Ti-6Al-4V钛合金相比,Ti-6Al-0.4V- 1.2Fe低成本钛合金具有更好的热加工性能和更好的塑性。BodunrinMO等[9]在Gleeble3500热模拟机上对 Ti-6Al-1V-3Fe钛合金进行了不同变形温度(750~950℃)和应变速率(1~10s^-1)下的热压缩实验,使用加工图和 显微结构验证来确定最合适的加工条件。XuGH等[10]通过多道次热变形将Ti-6Al-2.5V-1.5Fe钛合金中原始 粗大的晶粒细化到更小的尺寸,阐明了不同变形条件下的热变形行为和组织演变的协同调控规律,以及相应的 动态再结晶行为。目前,针对Fe代替V的低成本钛合金热成形研究相对较多,但是针对TC4LCA低成本钛合金这 一类通过改变微量元素比例,从而降低成本的钛合金的热成形研究相对较少。TC4LCA是在传统TC4钛合金化学 成分的基础上,保持主成分Al、V含量不变,对微量元素Fe和O的含量进行微调,而设计的一种新型低成本钛合 金[11]。对比TC4钛合金,其生产成本降低25%以上,且屈服强度与抗拉强度均优于传统TC4钛合金。但针对 TC4LCA低成本钛合金热弯曲工艺尚缺乏系统研究,因此,本文详细研究了不同热处理制度对TC4LCA低成本钛合 金的硬度、强度、回弹变形以及成形性能的影响,探究TC4LCA低成本钛合金热弯曲最佳工艺参数,进而降低钛 合金航天航空构件成本,这对于推广TC4LCA低成本钛合金在航空航天高端装备领域的应用是十分必要的。

1、实验材料

本研究从由西部钛业有限责任公司提供的退火态TC4LCA钛合金坯料中切割长度为165mm、宽度为80mm、厚度 为12mm的板坯试样(轧制方向)。

其化学成分见表1,其屈服强度为1000MPa,抗拉强度为1033MPa。

2、V型件热弯曲实验装置与方法

为探究TC4LCA钛合金V型件热弯曲工艺参数,开展钛合金热弯曲实验。实验在热成形实验单元RX-1设备上进行 ,上下平台采用电热棒电阻加热的方式,通过PID控制设备炉内温度。实验用V型件热弯曲模具示意图与安装位 置如图1和图2所示,采用R4.8mm圆角半径的型面进行热弯曲实验,模具和板料的温度通过平台升温传导,平台 使用K型热电偶测温,精度范围为±1.5℃。在V型件热弯曲模具内设置了热电偶放置孔,在进行热弯曲实验时, 热电偶外接温度监控记录仪,由温控仪实时检测V型件成形温度变化。实验开始前,在模具与板坯上喷涂石墨 作为润滑剂;V型件热弯曲模具装炉,安装热电偶,通过PID温控仪设定实验所需目标温度;待温度升至目标温度 后放入板坯,板坯通过台阶以及板坯与模具一端对齐的方式定位;板坯在模具内保温3min,保证板坯温度达到 实验所需温度,由于模具较小,且热电偶孔安装位置接近板坯型面,可认定热电偶外接的温度监控记录仪所显 示的温度代表板坯的温度;凹模保持固定,凸模以5mm·s-1的速度向下冲压;冲压结束后,模具合模保持不动, 在此状态下保持一定的时间,同时监测温控仪的温度变化;保压结束后,取出零件,放在室温环境中自然冷却回 弹。

TC4LCA钛合金V型件热弯曲实验采用耦合模具等温热压成形方法完成,模具材料为耐热铸钢ZG35Cr24Ni7SiN。 模具凸模的弯曲半径分别为(t为板坯初始厚度,t=12mm):0.5t(6mm)、1.0t(12mm)、1.5t(18mm)、2.0t (24mm),弯曲角度均为90°。钛合金在室温下的变形抗力高、成形性能较差,易导致构件过度回弹及开裂,因此 ,可通过提高成形温度改善其成形性能[12],但是在800℃以上,钛合金会呈现出典型的超塑性。因此,本文研 究的钛合金热弯曲工艺的温度区间为700~800℃。热弯曲成形温度分别选取为700、750和800℃,模具升温至 目标温度后,转移试样至模具中保温20min后开始成形,当凸凹模耦合后加压至147kN,分别保压5、15、25min 后取出试件,空冷至室温。具体实验参数如表2所示,每组条件进行3次重复性实验。

在成形结束后利用游标角度尺测量两个直角边的角度,将测得的角度与模具数模的直角边角度进行对比,进而 得出回弹角,再利用壁厚测量仪测量V型件壁厚变化。同时为探究不同工艺参数对钛合金微观组织的影响,沿V 型件厚度方向切割金相样品,经打磨、抛光、腐蚀后利用金相显微镜观察V型件成形过程中的微观组织变化。 为探究不同热弯曲工艺参数对V型件力学性能的影响规律,沿V型件对称等距位置分别测量维氏硬度,并在V型 件两侧直边区域切割拉伸试样,进行强度测量。

3、结果与分析

3.1　尺寸偏差分析

较小的弯曲半径(0.5t)导致成形产生明显的尺寸偏差,如图3所示,该弯曲半径下,V型件内部出现明显压痕,造 成弯曲内侧厚度方向上过度减薄。宽度方向在厚向挤压力的作用下发生伸长变形,弯曲角周围产生压缩变形, 使得金属在宽度方向上向两侧流动,造成宽度方向增宽,宽度从80mm增大至82.34mm。同时,圆角外侧由于不受 凸模的直接作用力,因此宽度方向的变形量较少,内侧金属带动外侧金属运动,使得内侧外翻,在边缘产生畸变 缺陷,导致边缘厚度从12mm增厚至12.69mm。

3.2　回弹分析

不同成形温度和保压时间下弯曲半径与回弹角的关系如图4所示。测量结果表明,在相同成形温度条件下,随 着弯曲半径与保压时间的增加,回弹角减小,在700℃条件下,回弹角从38′降低至3′,在750 ℃条件下,回弹角从12′降低至1′,在800℃条件下,回弹角从8′降低至0′。钛合金厚板V型件热弯曲时出现 的缺陷为回弹与壁厚减薄。V型件成形受力示意图如图5所示,在实验测试中,由于摩擦,板材受到弯矩M和拉力 F。当弯曲半径较小时,在拉力F的作用下板坯外侧受拉应力变形量较高,外侧与内侧压应力产生较大差异,板 材的中性层向内层移动,导致弯曲后回弹角较大。

保压时间同为15min时,不同成形温度下弯曲半径与回弹角的关系如图6a所示,可以发现成形温度从700℃提升 至800℃、弯曲半径从0.5t增大至2.0t时,回弹角从27′降低至0′,V型件的弯曲回弹得到有效抑制。当弯曲 半径为12mm时,不同保压时间下成形温度与回弹角的关系如图6b所示,随着成形温度从700℃提升至800℃、保 压时间从5min增加至25min时,回弹角逐渐降低,回弹角从16′降低至0′,这是因为伴随着成形温度和保压时间的增加,钛合金零件在高温下停留时间越长,则应力松弛越明显,在总变形量不变的条件下,其弹性变形随时间的延长不断转变为非弹性变形,故回弹角减小。杜舜尧等[13]研究发现,钛合金的应力松弛可以分为两个阶段:第1个阶段,应力松弛速率很快,剩余应力急剧降低;第2个阶段,应力松弛较为缓慢,逐渐趋近于定值。因此,将保压时间为15与25min的零件回弹角对比可以发现,持续延长保压时间对回弹角影响不大。

3.3　壁厚分布规律

各工艺参数与减薄率关系曲线如图7所示。保压时间为15min时,不同成形温度下,弯曲半径与减薄率的关系如 图7a所示,在700℃条件下,随着弯曲半径的增加,减薄率从5.7%降低至1.7%。在750℃条件下,减薄率从6.7%降低至2.3%。在800℃条件下,减薄率从6.8%降低至2.5%。当弯曲半径为12mm时,不同 保压时间下成形温度与减薄率的关系如图7b所示,可以发现,随着成形温度与保压时间的增加,减薄率增大。 这主要是因为在较低的成形温度下,发生动态再结晶的趋势较小,宏观变形上获得更明显的加工硬化,可以积 累更多位错,进而产生的应变硬化有助于改善成形构件不同截面壁厚的均匀性,同时,随着成形温度的升高,板 料与模具之间的摩擦力增大,加工硬化现象减弱,拉伸传力区的承载能力减弱,应力集中现象明显,零件更趋于 发生减薄[14]。综合考虑工艺参数对回弹角和减薄率的影响,建议后期热弯曲工艺过程中弯曲半径大于12mm, 成形温度为750℃,保压时间为15min,此为最佳成形条件。

3.4　微观组织分布规律

V型件热弯曲过程中微观组织变化如图8所示。

原始板材中组织呈板条状。板坯弯曲成形V型件过程中直边传力区金属发生伸长类变形,该位置金属流线组织 沿伸长方向拉长,未发生明显弯曲。V型件弯曲变形位置金属的发生明显弯曲变形,板条状 组织明显弯曲,且随着成形构件弯曲半径的减小,金属流线组织的弯曲现象越明显,其组织演化与宏观变形规 律一致。

从成形温度为700和800℃的V型件上切割微观组织观测样品,使用扫描电子显微镜 (ScanningElectronMicroscope,SEM)进行微观组织观测。观测结果如图9所示,其中浅灰色区域为β相,深色 区域为α相,随着成形温度由700℃增加至800℃,α相含量降低,β相含量增加,β相相较于α相具有更多的滑 移系,屈服强度低,塑性好,弹性变形量相对较小,这将明显改善高温塑性变形能力,减弱成形V型件的回弹行为 。

通过电子背散射衍射(ElectronBackscatterDiffraction,EBSD)技术观察不同工艺参数条件下成形的V型件轧 制方向组织分布,如图10所示,可以发现15min保压时间下不同成形温度、弯曲半径条件下的微观组织分布规 律一致。由于原始钛合金板坯厚度为12mm,在轧制过程中应力分布不均匀,导致在厚度方向存在一定的板条状 轧制组织形态。

在不同弯曲半径与成形温度下,晶粒取向较为均匀,各向异性趋势较弱,这是因为在热弯曲过程中,板坯内部的 应力分布较均匀,无明显的应力集中区域。不同成形温度下、保压15min得到的晶粒尺寸分布如图11所示,可 以观察到,整体晶粒中大部分的等效圆直径尺寸小于10μm,该部分数量占选区数量的80%左右,标准偏差较小, 总体上呈细小均匀分布。随着成形温度的提高,晶粒尺寸由10.9μm增加至15.8μm,晶粒尺寸偏差略有增加。 这是由于较高的成形温度导致板坯内部的原子扩散速率增加,且晶界迁移速率增加,易导致晶粒粗化。V型件 在热压弯曲区域沿厚度方向分为内侧、中部和外侧,3种位置的晶粒尺寸分布情况如图12所示,从图12中可以 观察到,内侧区域的平均晶粒尺寸为8.5μm,中间区域的平均晶粒尺寸为10.4μm,外侧区域的平均晶粒尺寸为 10.9μm,这是因为内外侧在热压弯曲过程中的应力状态不一致。V型件内侧受压应力、外侧受拉应力,导致内 侧晶粒尺寸压缩变小,外侧晶粒尺寸拉伸变大。

在相同保压时间下,不同成形温度及弯曲半径的工艺参数下V型件的晶粒取向分布情况如图13 所示,由图13可以观察到,由于厚板轧制退火过程中未形成完全等轴组织,后续热弯曲过程中存在大量的残余 应力及位错,这导致热压成形后小角度晶界比例仍较高,且不同工艺参数条件下晶粒取向分布规律基本一致, 证明当前成形条件下板坯高温热压弯曲过程未发生明显的动态再结晶现象。

其中,当成形温度为800℃时,V型件小角度晶界含量明显小于700和750℃条件下的,且当成形温度同为750℃时 ,弯曲半径为0.5t时V型件的小角度晶界含量明显小于弯曲半径为2.0t时的。

这说明尽管总体上动态再结晶趋势较小,但在较高成形温度及弯曲变形下,仍然可获得少量的高温及变形位错 所诱导的动态再结晶,形成再结晶晶核,消除位错。

3.5　力学性能分析

硬度和强度测试取样位置如图14所示。各区域的维氏硬度值如表3所示,热弯曲成形后,V型件硬度总体呈下降 趋势,性能基本均达到了母材的90%。随着成形温度的升高,维氏硬度值有小幅降低。室温单轴拉伸力学性能 如表4所示,其屈服与抗拉强度同样随着成形温度的升高而下降,强度指标均达到了母材的90%以上。这是由于 较高成形温度下发生更多的β相变,相较于α相更易产生位错滑移,变形抗力较小,且高温下晶粒发生粗化,小 角度晶界面积减少,变形需协调不同取向晶粒较少,位错运动阻碍减少,导致高温成形V型件的硬度及强度降低 。

4、结论

(1)钛合金厚板V型件热弯曲时,在较小的弯曲半径(0.5t)下会产生压痕,导致V型件明显减薄。随着成形温度、保压时间的升高,回弹角减小,壁厚减薄率增大。随着弯曲半径的减小,壁厚减薄率和回弹角增大,综合考虑最佳的工艺参数为成形温度为750℃,保压时间为15min。

(2)通过微观组织分析,弯曲成形过程中金属流线沿着弯曲方向变化,弯曲半径越小变化越明显,随着成形温度从700℃提高至800℃,α相至β相变趋势增加,晶粒尺寸略有长大。当热弯曲成形温度为800℃时,V型件的小角度晶界含量明显小于700和750℃。

(3)随着热弯曲成形温度的升高,β相变趋势增加,晶粒粗化,导致钛合金V型件的硬度及强度均有小幅下降,但 性能基本均达到了母材的90%。

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