文/王丹,李昌永,趙興東·中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機有限責(zé)任公司張建偉·鋼鐵研究總院高溫材料研究所

Ti3Al基合金屬于Ti-Al系金屬間化合物材料，具有密度低、比強度高和抗氧化性好等突出特點，被視為航空發(fā)動機性能提升的理想輕密度、耐高溫結(jié)構(gòu)材料,有望取代部分高溫合金，經(jīng)鍛造成形用于制造機匣等環(huán)形件。但是作為金屬間化合物材料，擁有原子長程有序排列和金屬鍵/共價鍵共存性的特點，在帶來優(yōu)異高溫強度的同時，也使得合金塑性偏低，確定該合金成形及熱處理參數(shù)特點是實現(xiàn)鍛件應(yīng)用的前提。

本文通過對鍛造變形和熱處理工藝的研究，確定可用于Ti3Al基合金環(huán)形鍛件鍛造及熱處理的工藝，為Ti3Al基合金進一步工程化應(yīng)用與驗證提供借鑒。

材料及研究方案

材料

本文研究采用Ti3Al基合金φ220mm棒料，化學(xué)成分見表1。經(jīng)鐓拔后加工成φ15mm×20mm試樣，用于熱壓縮和熱處理制度研究。試樣原始組織如圖1所示。

熱壓縮試驗方案

本文基于環(huán)件成形工藝特點，在Gleeble熱模擬試驗機上進行試樣壓縮試驗，具體方案見表2。對不同試驗條件下試樣的應(yīng)力與應(yīng)變、組織與溫度、速率、變形量的關(guān)系進行分析，確定合理的鍛造工藝窗口。

熱處理研究試驗方案

本文分別選取不同的固溶、時效處理的試驗溫度，對試樣進行熱處理試驗，具體熱處理方案見表3。熱處理后對試樣的組織、性能進行檢測，確定合理的熱處理制度。

圖1 試樣原始組織

表1 化學(xué)成分（wt%）

表2 熱壓縮試驗方案

表3 熱處理試驗方案

環(huán)形鍛件鍛造、熱處理方案及組織性能測試

根據(jù)熱變形及熱處理研究結(jié)果制定鍛造、熱處理方案，對Ti3Al基合金環(huán)形鍛件進行鍛造、熱處理，具體參數(shù)如下：

鍛造及軋制參數(shù)：加熱溫度為1030～1050℃，每火次變形量不小于30%。

⑴熱處理制度：(1040～1060)℃×2h，油淬；(800～850)℃×16h，空冷。

⑵對鍛造、熱處理后的環(huán)形鍛件進行組織及力學(xué)性能檢測，驗證所確定的鍛造、熱處理工藝參數(shù)。

分析與討論

熱壓縮試驗結(jié)果

⑴ 真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。

熱壓縮試樣不同位置的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線如圖2至圖6所示，看到以下特點：

1)在變形溫度為1100℃時，變形初期真應(yīng)力與真應(yīng)變之間基本維持線性關(guān)系。當(dāng)真應(yīng)力達到合金屈服應(yīng)力后開始發(fā)生塑性變形。隨著真應(yīng)變的增加，真應(yīng)力增大的速率減小，隨后在某一應(yīng)力附近波動。

圖2 1100℃的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線

圖3 1050℃的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線

圖4 1000℃的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線

圖5 950℃的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線

圖6 900℃的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線

2)在溫度900℃、950℃、1000℃和1050℃時：變形開始后真應(yīng)力與真應(yīng)變之間基本維持線性關(guān)系，達到材料的屈服應(yīng)力后，真應(yīng)力增大的速率減??；在較低的應(yīng)變下（真應(yīng)變小于0.1），真應(yīng)力達到一個最大值，隨后真應(yīng)力開始隨應(yīng)變增大而降低，并逐漸趨近一個穩(wěn)態(tài)流變階段。

合金峰值應(yīng)力與溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系

合金峰值應(yīng)力與溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系如圖7、圖8所示。試驗結(jié)果表明，合金的峰值流變應(yīng)力隨溫度的降低而升高，隨應(yīng)變速率的升高而升高。

圖7 峰值應(yīng)力隨溫度的變化曲線

圖8 峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的變化曲線

圖9 1050℃、0.01s-1、變形量50%試樣高倍組織

圖10 1000℃、0.01s-1、變形量50%試樣高倍組織

結(jié)合熱壓縮試樣檢測結(jié)果，可以看出Ti3Al基合金在溫度900～1100℃時，應(yīng)變速率在10s-1～0.01s-1范圍內(nèi)進行熱變形，變形量小于50%時，不會發(fā)生開裂。從圖9、圖10中可以看出，變形溫度在1050℃和1000℃時，組織中的α2顆粒體積百分含量分別約為20%和60%，初生等軸α2顆粒數(shù)量隨變形溫度的降低而增多。對Ti3Al基合金組織和性能關(guān)系的研究結(jié)果表明，含有10%～30%的細小初生等軸α2顆粒的雙態(tài)組織具有較好的綜合力學(xué)性能。綜合考慮以上因素及試驗結(jié)果，Ti3Al基合金的鍛造溫度應(yīng)低于1050℃，變形量不小于30%。初步選定環(huán)形鍛件鍛造溫度為1040℃，變形量30%～50%。

熱處理試驗結(jié)果

不同固溶+時效制度熱處理后試樣的高倍組織如圖11至圖15所示。

從圖中可以看出，在上述試驗條件下進行的固溶＋時效處理，均可獲得α2+B2+O三相雙態(tài)組織。隨著固溶溫度提高，α2相的相對含量減少；隨著時效溫度的提高，O相板條尺寸增大。力學(xué)性能測試結(jié)果見表4。隨著固溶和時效溫度的提高，盡管抗拉強度有所下降，但塑性得到改善。初步選定環(huán)形鍛件熱處理制度為：1060℃×2h，OC+850℃×16h，AC。

圖11 制度1熱處理后試樣高倍組織

圖12 制度2熱處理后試樣高倍組織

圖13 制度3熱處理后試樣高倍組織

圖14 制度4熱處理后試樣高倍組織

圖15 制度5熱處理后試樣高倍組織

表4 典型熱處理制度處理后的拉伸性能

表5 環(huán)形鍛件的拉伸性能

環(huán)形鍛件組織與性能

按照本文確定的鍛造及熱處理工藝開展環(huán)形鍛件試制，并對組織性能進行檢測，如表5和圖16所示。鍛件強度、塑性實現(xiàn)了良好匹配，高倍組織為雙態(tài)組織。

結(jié)論

⑴Ti3Al基合金在溫度900～1100℃，應(yīng)變速率10s-1～0.01s-1范圍內(nèi)進行熱變形，變形量小于50%時，金屬流動性良好，沒有裂紋產(chǎn)生。結(jié)合成形后的組織特點考慮，Ti3Al基合金的鍛造溫度應(yīng)低于1050℃，變形量不小于30%。

圖16 Ti3Al基合金環(huán)形鍛件高倍組織

⑵Ti3Al基合金經(jīng)固溶[(1040～1060℃)×2h，油淬]＋時效[(800～850℃)×16h，空冷]可獲得雙態(tài)組織；同時，采用該范圍內(nèi)較高的固溶溫度（1060℃）和時效溫度（850℃），強度降低但可獲得較高塑性。

⑶采用加熱溫度1030～1050℃、變形量30%～50%的參數(shù)進行鍛造，經(jīng)1060℃×2h，OC+850℃×16h，AC熱處理的環(huán)形鍛件能夠?qū)崿F(xiàn)強度與塑性的良好匹配。