高强钛合金TB18 锻件工艺参数研究

文／王华·海军装备部

新一代航空飞行器向高速化、大型化、结构复杂化以及提高燃油效率等方向的跨越式发展，要求在结构材料的设计中采用综合性能更高的轻金属材料，目前，使用超高强钛合金是现代飞机实现减重的关键途径之一，因此航空工业对高性能钛合金材料的需求愈加迫切。而现在在飞机上获得实际应用的高强高韧钛合金主要有Ti1023，TC18，Ti55531 等，它们具有较高的力学性能和良好的强度与断裂韧性匹配等特点，在具有较高静强度的同时，又具有高断裂韧性和高损伤容限性，主要用作飞机起落架和横梁等重要受载部件。

而TB18 钛合金是一种新型近β 型钛合金，其名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb，简称Ti1300，热处理后静强度更高，抗拉强度可达到1300MPa；同时又具有良好的淬透性，综合性能优于Ti1023。本文通过研究不同锻造工艺条件对TB18 锻件组织和性能的影响，探究生产符合要求的大尺寸锻件的工艺方法，为生产大尺寸新型超高强韧钛合金自由锻件提供理论和试验依据，丰富和完善生产航空用钛合金材料体系。

试验方案

本试验旨在研究生产高强钛合金TB18 锻件的锻造工艺条件。通过研究分析在相同锻造变形量、不同锻造温度下，与在相同锻造温度、不同锻造变形量下锻件的显微组织与力学性能，最终确定了TB18 锻件较为适宜的锻造工艺参数：加热温度760℃，火次变形量20%～35%之间。

原材料

本次试验采用TB18 高强钛合金，相变点为813℃，具体原材料成分见表1，原材料组织见图1。

表1 原材料成分(质量分数，%)

图1 原材料高低倍组织

从表1 中看出，原材料成分符合标准要求，对原材料进行接触法探伤检查合格，通过图1(a)及图1(b)可以看出，材料均为细小球状α 相弥散分布在β 基体上的双态组织，原材料符合标准要求。

试验方法

本次试验拟研究不同锻造温度在相同变形量下以及相同锻造温度在不同变形量下成形对锻件组织和性能的影响；并在所研究基础上进行更大尺寸锻件的试制，试验锻件下料规格为φ250mm×440mm，经770℃加热保温，先锻造为(150±5)mm×(200±5)mm×720mm 后， 切 分 成150mm×200mm×100mm 等7 段，然后根据表2 所示锻造工艺方案进行锻造。锻后对1#～7#锻件进行固溶热处理。

表2 锻造试验工艺方案

结果与分析

不同锻造温度对锻件组织和力学性能的影响

图2 是不同加热温度下锻造的2#、5#、7#锻件的显微组织，从图中可以看出随着锻造温度的升高，其锻件高倍组织均为再结晶β 晶粒，形态均为网篮组织，且平均晶粒尺寸基本相差不大，从显微组织可以看出随着锻造温度的下降，锻件的平均晶粒大小表面位置呈现下降趋势，而中心位置呈现上升趋势，而此时锻件的强度与塑性在长度方向均有所下降，这主要是由于在相同的变形条件下，晶粒越小，晶粒就越多，材料位错的阻碍就越大，所以强度就越高，而在晶粒越小的时候，合金中参与变形的晶粒就越多，变形能分布在更多的晶粒中，应力集中更小，材料能承受更大的变形，也就能拥有更好的塑性。

通过电子扫描镜对3 个锻件中心组织进行观察，可以发现锻件组织为网篮组织，如图3 所示，从图3(a)中可以看出β 晶粒内可见细长针状的相，为时效析出的次生α 相，针状的α 相相互之间具有一定的取向关系交织排列，针状的α 相的尺寸大约在1 ～2μm 之间，而且次生α 相比较粗大。随着锻造温度的降低，可以看出图3(b)、图3(c)不同部位之间析出的次生α 相的交织分布很少，次生α 相比较细小，图3(c)相比图3(b)中析出的次生α 相更少，通过力学性能数据也能体现。

图3 不同锻造温度下锻件的SEM 显微组织

对3 个锻件全解剖作常规力学性能测试，测试结果如表3 所示(表中所有数据为测试结果的平均值)。随着锻造温度的上升，L 方向上锻件的抗拉强度呈现出持续上升的趋势，屈服强度则呈现先上升后下降的趋势，LT 方向上锻件的抗拉强度呈现持续上升的趋势，屈服强度则呈现持续下降的趋势。再对锻件的冲击进行对比，L 与LT 方向上曲线为先上升后下降，可以看出，5#锻件的冲击最高。锻件的KIC呈现随温度升高而升高的趋势，其中在780℃锻造温度下，锻件的断裂韧性最高， 为74.3MPa×m1/2，而740℃锻造温度下，锻件的断裂韧性最低。

表3 不同锻造温度下锻件L/LT 方向力学性能

经过对比三个不同锻造温度下锻件的各项力学性能，可以看出780℃与760℃比740℃的锻件综合性能要更为优秀，因此后续对两个锻造温度下不同变形量的锻件性能进行进一步对比验证。

不同锻造变形量对锻件组织和力学性能的影响

将780 ℃保温加热锻造的1#～3#锻件和760 ℃保温加热锻造的4#～6#锻件进行对比，分析在相同的加热保温温度下不同锻造变形量对锻件的力学性能以及组织有何影响。图4 为锻造温度780℃下不同变形量锻件中心位置的显微组织；图5 为锻造温度760℃下不同变形量锻件中心位置的显微组织。锻件组织由黑白相间的“块状”组织组成，这些组织为合金的β 晶粒，晶界清晰，晶粒尺寸大小相当。

图4 780℃锻造温度下不同锻造变形量锻件的显微组织

图5 760℃锻造温度下不同锻造变形量锻件的显微组织

表4 与表5 所示为两种锻造温度下不同锻造变形量锻件的常规力学性能，通过对各个数据进行整理，绘制出各个锻件力学性能的基本变化曲线图，从中可以看出，在780℃锻造温度下锻造时，随着变形量的增加，锻件的横向与纵向抗拉强度都是逐渐下降的，而且锻件在变形量达到35%时，L 方向上的冲击就已不合格；而760℃锻造温度下，随着变形量的增大，抗拉强度与屈服强度均是先上升后下降的趋势，从其冲击数据可以发现：随着变形量增加，L 方向上冲击是逐渐减小的，到变形量达到35%时，LT 方向上冲击已经不合格；不同锻造温度下，锻件变形量在35%时，锻件的KIC均为最高值。

通过对两组试验数据及锻件组织的分析发现，在锻件的锻造过程中，锻件锻造温度在760℃时，锻件综合性能有着较为良好的表现，而变形量的确定，则是根据锻件在锻造中实际锻造火次进行调整，而变形量每火次应不超过35%。

结论

本文对TB18 高强钛合金锻造工艺进行了探究，主要得到以下结论：

⑴相同锻造变形量下，随着锻造温度的越来越升高，锻件表面位置晶粒越大，而中心位置越小，锻件的力学性能具体表现为：抗拉强度和断裂韧性呈上升趋势，冲击先上升后下降，而屈服强度在L 方向上先升高再下降， LT 方向上则呈下降趋势；

⑵在相同锻造温度下，随着锻造变形量的增大，平均晶粒尺寸大小差异不大，但锻件抗拉强度、屈服强度以及断裂韧性出现拐点下降的趋势，冲击也逐渐下降；

⑶经相同锻造变形量不同锻造温度下与相同锻造温度不同锻造变形量下锻件的显微组织与力学性能数据对比，TB18 材料在760℃下进行锻造，每火次变形量控制在20%～35%的情况下，其强度和塑性匹配性较好，拥有优良的综合力学性能。