TC11(Ti-6.5A1-3.5Mo-1.5Zr-0.3Sl)钛合金是一种马氏体α+β型钛合金,在500℃以下具有优异的热强性能,并且具有较高的室温强度、耐腐蚀性、热稳定性以及抗蠕变性能。目前主要用于制造航空发动机的压气机盘、叶片、环形件和紧固件。

但是由于TC11成型温度较窄,加之变形抗力对变形温度和应变速率很敏感,造成TC11钛合金在实际开发生产中由于锻造工艺不成熟等因素使TC11棒材力学性能和显微组织难以达到标准要求。本文根据钛业分公司实际开发情况,探讨了TC11钛合金锻造工艺对其室温拉伸性能的影响。

试验原料及其生产过程

采用攀长钢公司钛业分公司生产的TC11铸锭进行试验。

TC11钛合金生产的工艺流程为:配料→压制电极→焊接电极→熔炼(3次)→扒皮→电炉或燃气炉加热→锻造开坯→加热→锻造成棒材。本次TC11试验合金的炉号为Y106C-362,铸锭规格为中750 mm。

TC11合金β转变温度探究

理论上TC11钛合金的β转变温度为1 000 C"。由铸锭化学成分计算此TC11钛合金β转变温度(计算公式出自参考文献R),得出此TC11的β转变温度为1 014.2℃,然后由β转变温度确定TC11钛合金加热工艺。

实验方案

开坯

合金在电炉中加热,加热工艺曲线见图1,装炉温度≤750 ℃,开锻温度≥900 ℃,终锻温度≥800 ℃,再烧时间≥40 min;

此次锻造主要是开坯过程,铸锭由730 mm x1 500 mm锻造成385 mm x 385 mm xL的坯料,以备进行第二次棒材的锻造。

锻造试验方案

共采用3种方案进行试验,锻后空冷,为了得到综合性能较好的网篮组织,锻造时都采用近β锻造。

加热工艺曲线见图2所示。

锻造工艺1:在β相区下部开锻,两相区结束锻造,采用直接拔长的方法,坯料经3火锻造,由385mm x 385 mm ×L拔长至300 mm x L,不保证末火变形量,末火变形量约10%,终锻温度约850 ℃。

锻造工艺2:在β相区下部开锻,两相区结束锻造,采用直接拔长的方法,坯料经3火锻造,由385mm x 385 mm x L直接拔长至230 mm ×L,保证末火变形量,末火变形量约47%,终锻温度约850 c

锻造工艺3:在β相区下部开锻,两相区结束锻造,坯料采用两镶两拔,由385mmL锻至310mm ×L后,直接一火拔长至230mm xL,末火变形量约61% ,终锻温度约900 ℃。

检测方案

棒材采用950 ℃,2h,空冷+530 ℃,6h,空冷进行热处理,之后在棒材横向1/2半径处取样制成国标圆柱试样,测定室温拉伸性能,并在棒材取样观察显微组织。

结果与分析

检测结果见表1。对表1进行分析如下:工艺1:此次TC11锻造后抗拉强度不足,屈服强度也较低,并且断面收缩率和断后伸长率也较低,其强度和塑性均不符合标准。综上所述,此次TC11棒材力学综合性能较差,*达不到标准要求,并且低倍组织中显示有未破碎的完整β晶粒。工艺2:与工艺1相比,工艺2保证了必要的末火变形量,此次锻造后抗拉强度比工艺1有所提升，达到要求,但塑性指标仍然较差,综合性能有所提高,但仍有清晰β晶粒。

工艺2:与工艺1相比,工艺2保证了必要的末火变形量,此次锻造后抗拉强度比工艺1有所提升，达到要求,但塑性指标仍然较差,综合性能有所提高,但仍有清晰β晶粒。

工艺3:可以看出,不管是强度还是塑性都非常好,显微组织为综合性能好的网篮组织,晶粒较细,达到了预期效果。工艺3在工艺2的基础上增加了锻拔次数,适当提高了终锻温度。图3、图4为工艺3的金相图片:

由于β晶粒及晶界α充分破碎,从金相图中可以看出显微组织为非常标准的网篮组织。

锻造工艺对检测结果分析

从以上锻造时的加热工艺结合文献[2]得出:TC11钛合金在锻造温度低于β相变点1000℃的两相区(加热温度为950 ℃,低于β相变点)进行加热锻造,根据终锻温度和变形量的不同,一般可获得网篮组织或者等轴组织。网篮组织具有较高的断裂韧性、持久强度、抗蠕变性能和中等的拉伸塑性,但热稳定性和疲劳性能较低。从检查结果中显示前两次锻造并未获得网篮组织,由于变形量不足导致还存在完整β晶,塑性和强度也未能达到理论标准。

结论

(1)锻造时未能*破碎铸态组织(锻造变形量不足),存在原始β晶和晶界α是导致前两次锻造后综合性能较差的主要原因。采用多次锻粗拔长的方法进行改进,保证原始β晶粒及晶界α充分破碎,细化晶粒提高其室温拉伸性能。

(2)保证末火变形量,并且使总变形量控制在61%以上并在两相区内适当提高终锻温度有助于网篮组织的形成,可使锻造出的TC11合金具有较高的综合性能。