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张海成 冷恩贵 周杰 谢小川 张富淇 程立维
(1.中国第二重型机械集团万航模锻有限责任公司，四川 德阳 618000；
2.重庆大学材料科学与工程学院，重庆 400000；
3.四川大学材料科学与工程学院，四川 成都 610000)
钛合金是重要的航空用轻质高强结构材料，具有高比强、耐蚀、耐热等优良性能，能够大幅减轻航空结构重量，是制造飞机和发动机的关键材料之一，其用量是衡量一个国家航空发展水平和选材先进性的重要标志。钛合金材料主要应用在航空武器装备关键承力构件，如机身上的承力框、梁等，这些关键承力构件是飞机的“脊梁”，对保障航空武器装备发展和能力形成具有重要作用，钛合金用量占飞机结构质量的百分比已成为衡量飞机先进程度的重要标志之一。
TA15(Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)钛合金是一种近α型钛合金，其室温及高温强度较好，且具有优良的热稳定性、焊接性及抗蠕变性能。由于其优异的综合性能，被广泛应用于航空航天领域，常服役于500℃左右[1]，多用于制造各类飞机壁板、隔框等受力较复杂的重要结构件，是我国先进战机首选的钛合金材料，在飞机上的用量不断扩大。热变形配合热处理是TA15材料重要的性能强化手段[2]。在热变形过程中，变形温度、变形量及变形速度是影响材料最终组织及性能的关键因素[3]。
文献[4]采用等温压缩试验研究变形量对TA15钛合金中初生α相和转变β相基体形态的影响，并通过纳米压痕试验，分析变形量对初生α相和转变β相基体微观硬度的影响。文献[5]研究了变形温度对原始坯料为片状组织的TA15合金显微组织和性能的影响。随着变形温度(1030～930℃)的降低，合金的室温抗拉强度、断后伸长率及断面收缩率均增加。但TA15钛合金的热变形过程是一个复杂的热力耦合行为，需系统地研究变形工艺参数对组织和性能的影响规律。本文研究了TA15材料热变形过程中变形温度(t)、变形量、变形速度(v)三个因素对材料性能的影响规律，结合显微组织变化，为TA15合金锻件的工艺方案制定提供技术指导。
试验所用原材料为∅350 mm规格的棒材，经机加下料成16件楔形试验件。对1至9号楔形试验件进行不同变形速度、不同变形温度的正交镦粗试验后采取统一的热处理方案进行热处理。
材料测定的β转变温度tβ=995℃，选取热变形温度t1、t2、t3，变形速度v1、v2、v3进行试验，如表1所示。变形量则由试验件受压方向不同变形距离控制，锻造变形工艺方案如图1所示，变形后的热处理方案如图2所示[6]。
表1 合金的试验信息
图1 合金锻造变形示意图
图2 合金热处理工艺制度
理化取样方案如图3所示，为了消除过于靠近两端头带来的试验误差干扰，每个试验件严格按照1～6区域取样，每个区域在厚度1/2处，沿着试验件宽度方向分别切取2个室温横向拉伸试样和1个显微高倍组织试样。
2.1 变形量对合金性能与组织的影响
材料锻压试样形状设计为楔形，其在不同取样区域变形量不同(从10%～70%变化)，如图3所示。其中，变形量ε的计算公式如式1所示，其中，H0为锻压前试样高度，HK为锻压后试样高度。
图3 理化取样方案
(1)
采用万能试验机在室温下测定各试样室温性能，变形速度为3 mm/s，不同变形温度下的抗拉强度及断后伸长率如图4、图5所示，可以看出，TA15钛合金材料在较大变形量(65%～70%之间)及较小变形量(10%～15%之间)条件下，热变形获得的抗拉强度更高，但断后伸长率随变形量的增加持续下降。
图4 变形速度3 mm/s时抗拉强度随变形量的变化情况
图5 变形速度3 mm/s时断后伸长率随变形量的变化
用金相显微镜观察变形温度950℃、变形速度3 mm/s条件下的金相组织，如图6所示。对金相组织分析可知，950℃、3 mm/s变形参数下不同变形量的试样区金相组织的差异主要体现在片层α相的形态上。变形量较小时，如图6(a)所示，其微观组织由等轴α相与β转变基体中排列规整的片层次生α相组成，属于典型的双态组织特征，这种组织的两相在应力作用下发生协调变形，同时具备相对较好的强度与塑性。当变形量逐渐增大时，变形过程中α相发生变形、破碎与球化过程[7]，且原片层的次生α相在变形过程易形成内部界面，此时β相会沿着界面嵌入次生α相使片层断开，分离为尺寸较小的晶粒，小晶粒在后续冷却及热处理过程中发生球化。最后形成等轴初生α相及β转变基体中球状的次生α相所组成的显微组织形态，如58%变形量对应图6(e)。这种组织在变形中由于失去了片层α组织对位错与裂纹的阻碍作用且传播路径更为平直，导致材料的强度与塑性同时下降，故在TA15材料的应用中应尽量避免出现大量的球状次生α相[8]。当变形量进一步增大时，变形过程伴随着较为明显的温升，此时由破碎形成的球状次生α相将部分转变为β相[9]，较大的球状次生α相含量减少，且变形量大的区域储存了大量的畸变能，将在热处理过程中为次生α相的析出提供大量形核质点，最终形成由等轴初生α相加β转变基体上更为细小次生α相组织，这种组织强度较高，但塑性有所下降[10]。结合楔形件的几何特征分析，变形量较大与较小的区域位于楔形件的两端，两端较大的冷却速度也是其强度较高的成因之一。
(a)变形量12% (b)变形量28%
2.2 变形速度对材料室温性能的影响
为探究热变形过程中变形速度对材料性能的影响，进行了不同变形速度下TA15材料的热变形试验。图7和图8分别为变形速度10 mm/s下抗拉强度及断后伸长率随温度的变化情况。对不同变形速度下试样的性能进行对比可以发现，当变形速度由3 mm/s增大到10 mm/s时，材料的抗拉强度与断后伸长率均有一定程度的下降，即增大变形速度会恶化材料整体性能。
图7 变形速度10 mm/s时抗拉强度随变形量的变化
图8 变形速度10 mm/s时延伸率随变形量的变化
用金相显微镜观察变形温度950℃、变形速度10 mm/s条件下的金相组织，如图9所示。对比相同变形温度与变形量下不同变形速度的金相组织示意图可以看出，改变变形速度，其显微组织差异主要体现在初生α相的形态及次生α相的厚度上，提高变形速度，初生α相由等轴状向长条状转变，且次生α相片层厚度增加[11]。结合热变形机制分析，热变形过程的变形速度越大，其位错移动速度越快，致使更多的位错增殖与缠积，且变形中的动态回复与动态再结晶等软化过程时间缩短。其中初生α相随之发生变形且得不到软化过程的弛豫，随应力加载变形为长条状。而次生α相在较短软化时间下能够较好的维持片层状而不发生等轴化，由于热变形过程中缩短了动态回复与再结晶的时间，大量的畸变能储存在晶体内得不到释放，致使后续热处理过程中再结晶起始温度降低，再结晶时间延长，晶粒长大更为充分，次生α相厚度增加。在实际锻造生产中，希望获得一定量的等轴α组织，可使锻件在保存较好的强度同时具备一定的塑性，即长条状的α组织会导致材料性能的降低，而片层次生α相厚度增加会致使位错与裂纹在组织中的传播路径更为平直，对其阻碍与释放应力的能力降低，也会使得材料的性能降低。
(a)变形量12% (b)变形量28% (c)变形量39%
2.3 变形温度对材料室温性能的影响
研究了不同温度(950℃、960℃、970℃)热变形条件下材料组织与性能的差异变化，从图4、图5、图7和图8中可以看出，950℃为TA15材料的较优热变形温度，在该温度下进行热变形所得的材料具有较好的强度与塑性。用金相显微镜分别观察变形温度960℃、变形速度3 mm/s以及变形温度970℃、变形速度3 mm/s条件下的金相组织，如图10、图11所示。从不同变形温度下的试样金相组织图中可以看出，随变形温度的升高，微观组织中初生α含量降低[12-13]，形态趋向于等轴状，在相同变形量下，次生α相倾向于球化[14]。从热变形过程分析可知，变形温度越高即越接近于β相转变温度，初生α相含量越低。提高变形温度，促进材料的动态回复与再结晶过程，材料软化加剧，则变形过程中应力得到较好的释放，初生α相变形更为协调，呈现球状[15]。次生α相则在应变与高的变形温度下发生破碎与相变，在相对更为充足的动态回复与再结晶复合作用下，片层次生α相在相同的应变量下发生更为充足的球化，致使材料整体性能下降。
(a)变形量12% (b)变形量28% (c)变形量39%
(a)变形量12% (b)变形量28% (c)变形量39%
研究了热变形工艺参数对TA15合金显微组织与力学性能的影响。结果表明，随变形量的增加，材料室温强度先降低后升高，断后伸长率则持续下降；
增大变形速度会降低材料综合性能；
950℃变形温度下合金具备优良的综合力学性能；
显微组织分析发现，等轴的初生α相与基体上规则排列的次生α相使合金具备较高的强度与塑性；
长条状的初生α相、球化的次生α相、片层的次生α相都会降低材料性能，实际锻造生产中应避免此类组织的出现。
(1)随变形量的增加，合金的力学性能先降低后升高，断后伸长率持续下降。通常随变形量增加，初生α相不断发生变形、破碎、球化过程，该过程不断恶化合金力学性能，进一步变形过程中，由于动态回复再结晶的发生，破碎的第二相作为形核结点促进了再结晶发生，组织不断被细化，而力学性能随之上升。
(2)变形过程中同时发生动态回复与再结晶的软化和形变强化过程，当提高变形速度时会减少回复再结晶的软化时间，增加位错的增殖与畸变能的累积，初生α相在变形过程中得不到软化的弛豫倾向于由等轴状变形为长条状，次生α相在后续热处理过程中充分长大使得片层厚度增加，这种粗大组织导致合金的综合性能下降。
(3)显微组织结果表明，950℃变形温度下，合金具备较高的综合力学性能，优异的力学性能归因于初生α晶粒变形协调呈等轴状，且尺寸减小，大量次生α相经破碎球化后变为点状。
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