TA15 是一種近α 型鈦合金，具有中等強(qiáng)度、良好的熱穩(wěn)定性和焊接性能，廣泛應(yīng)用于航空航天工業(yè)。我公司生產(chǎn)的TA15 厚截面鍛件，多品種多批次存在室溫強(qiáng)度富裕量不足甚至不合格問題，不但造成了較嚴(yán)重的質(zhì)量損失，還嚴(yán)重影響了交付進(jìn)度。為解決TA15 鍛件室溫強(qiáng)度偏低問題，本文提出了預(yù)備熱處理的方法，并進(jìn)行了工藝試驗，以指導(dǎo)TA15 鍛件熱加工方案設(shè)計。

一、鍛件要求

我公司承制某主機(jī)廠的TA15鈦鍛件，其驗收標(biāo)準(zhǔn)為型號專用標(biāo)準(zhǔn)，室溫拉伸和室溫沖擊性能要求見表1。根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)要求，鍛件的顯微組織應(yīng)是經(jīng)α+β 兩相區(qū)加工后的均勻組織，并以退火狀態(tài)交付，推薦的熱處理制度：750 ～850℃，保溫1 ～4h，空冷。

表1 TA15 鍛件專用標(biāo)準(zhǔn)的室溫力學(xué)性能要求

二、TA15 鈦合金強(qiáng)化機(jī)制

TA15 鈦合金主要用于飛機(jī)大型結(jié)構(gòu)件，名義成分為Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V。一般認(rèn)為，TA15 合金的強(qiáng)化機(jī)制主要是Al 及其他元素的固溶強(qiáng)化，不能通過熱處理進(jìn)行強(qiáng)化。因此TA15 鈦合金在退火狀態(tài)使用，此時合金的相組成是以α 相為基體，含有少量的β 相。然而根據(jù)國內(nèi)研究結(jié)果，采用適當(dāng)?shù)腻懺旆椒ɑ驘崽幚矸椒ǎ琓A15 鈦合金鍛件強(qiáng)度可以得到一定的提升，舉例如下。

⑴西北有色金屬研究院盧凱凱《強(qiáng)韌化熱處理對TA15 鈦合金組織和性能的影響》中，采用固溶+普通退火的熱處理方式提高了TA15 鍛件的強(qiáng)度，其主要研究成果：固溶階段的近β 相快速水冷保留了組織中的晶體缺陷，這些晶體缺陷處為片狀α 相形核提供了大量的形核中心。在第二道退火過程中，片狀α 相形核并長大，最終形成由約20%的初生等軸α相和編織交錯的片狀α 相，以及β 相轉(zhuǎn)變基體組成的三態(tài)組織。三態(tài)組織在具有較高的塑性的條件下，同時可以保持足夠的強(qiáng)度。

⑵寶鈦集團(tuán)郭志軍《變形參數(shù)對TA15 合金厚板顯微組織及力學(xué)性能的影響》中，采用β 開坯+(α+β)大變形鍛造的方式提高了TA15 板材的強(qiáng)度，其主要研究結(jié)果：對于TA15 鈦合金,經(jīng)過β區(qū)變形可獲得魏氏組織或網(wǎng)籃狀加工組織，具有較高的斷裂韌性，但塑性較差；此類組織再經(jīng)過較大的a+β 相區(qū)變形,可獲得細(xì)小等軸的a+β 加工組織，對應(yīng)優(yōu)良的綜合性能。

三、優(yōu)化思路

綜上研究結(jié)果來看，顯微組織中較多的片狀α且破碎程度較高時，鈦鍛件將獲得較高的強(qiáng)度。然而，根據(jù)生產(chǎn)經(jīng)驗，若采用固溶+時效熱處理，復(fù)雜長軸類鍛件極易變形導(dǎo)致報廢；若采用β 開坯+(α+β)大變形鍛造，鍛件顯微組織中初生α 相含量較少，顯微組織不合格的風(fēng)險很大。

為了提高強(qiáng)度，國內(nèi)有廠家采用近等溫鍛造。該工藝的主要實施方法是：在鍛造中前幾火次采用(Tβ-30)～(Tβ-50)℃較低加熱溫度，最后一火次采用(Tβ-10)～(Tβ-30)℃的較高加熱溫度，可將其顯微組織初生α 相含量控制在20%～30%的范圍內(nèi)，以獲得較高的強(qiáng)度。但近等溫鍛造過程中，鍛造溫度接近相變溫度，鍛造過程中的反熱現(xiàn)象導(dǎo)致TA15 鈦合金鍛件產(chǎn)生過燒風(fēng)險急劇增加，控制不當(dāng)便會導(dǎo)致鍛件整批報廢。

為此，公司技術(shù)團(tuán)隊提出一種設(shè)想：在鍛造的最終火次前，對坯料進(jìn)行近β 熱處理，析出更多的片狀α 相；最終火次采用較大變形，增加片狀α 相的破碎程度。該方法主要有如下優(yōu)點。

最終火次前進(jìn)行近β 熱處理，加熱溫度選用(Tβ-25)℃，加熱設(shè)備選用II 類高溫電爐。近β 加熱過程中，坯料顯微組織中大多初生α 相將轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷Ｔ诮?加熱后的空冷過程中，大多轉(zhuǎn)變的β 相將重新析出片條狀α 相；在近β 加熱后的水冷過程中，大多轉(zhuǎn)變的β 相將重新析出針狀α 相。無論片條狀α 相還是針狀α 相，在最終火次的加熱過程中，都會長大，并在變形的過程中被擊碎，進(jìn)而達(dá)到強(qiáng)化作用。該方法鍛造后仍采用普通退火熱處理，相比固溶+時效熱處理，可降低復(fù)雜長軸類鍛件的變形程度；該方法鍛件顯微組織中仍會剩余約15%～35%的初生α 相，可滿足標(biāo)準(zhǔn)要求；該方法最終火次的變形溫度仍控制在(Tβ-30)～(Tβ-50)℃，可有效避免鍛造溫升產(chǎn)生的粗晶問題。

四、工藝試驗

1、試驗材料

采用TA15 鈦合金φ100mm 規(guī)格圓棒材，測定其相變點溫度為Tβ=(997±3)℃；按標(biāo)準(zhǔn)要求對材料進(jìn)行復(fù)驗，其力學(xué)性能指標(biāo)見表2。

表2 某棒材力學(xué)性能入廠實測指標(biāo)

2、試驗方案

⑴下φ100mm×180mm 規(guī)格料3 件，編號試驗件A/B/C。

⑵對試驗件A/B 進(jìn)行近β 熱處理，熱處理制度如下：①試驗件A：(Tβ-25)℃±5℃，保溫120min，流動清水冷卻；②試驗件B：(Tβ-25)℃±5℃，保溫120min，空冷。

⑶對試驗件A/B/C 進(jìn)行鐓粗鍛造，要求如下：①加熱溫度：(Tβ-45)℃±10℃，保溫100min；②出爐后采用1000t 快鍛機(jī)進(jìn)行鐓粗，高度180mm 鐓粗至100mm；鐓粗過程一次成形，下壓速度控制50 ～60mm/s。

⑷鍛造結(jié)束后，對試驗件A/B/C 進(jìn)行退火處理。退火制度：840℃保溫3h，空冷。

⑸按試驗專用取樣圖要求檢測縱向室溫拉伸(2根)、縱向室溫沖擊(2根)、橫向室溫拉伸及沖擊(1/2厚度2 根，1/4 厚度2 根)，過軸心低倍、心部和表皮高倍。工藝試驗件解剖圖如圖1 所示。

圖1 工藝試驗件解剖圖

3、結(jié)果和分析

⑴顯微組織對比如圖2、圖3、圖4、圖5、圖6、圖7 所示。

圖2 工藝試驗件A 表層高倍(等軸α 相含量10%～20%)

圖3 工藝試驗件A 心部高倍(等軸α 相含量30%～40%)

圖4 工藝試驗件B 表層高倍(等軸α 相含量15%～25%)

圖5 工藝試驗件B 心部高倍(等軸α 相含量20%～30%)

圖6 工藝試驗件C 表層高倍(等軸α 相含量30%～35%)

圖7 工藝試驗件C 心部高倍(等軸α 相含量50%～60%)

從高倍組織來看，采用近β 加熱+水冷/空冷預(yù)備熱處理后，鍛件高倍組織中等軸α 相明顯減少，破碎的片狀α 相明顯增加，同樣大小高倍視場中的總α 晶粒數(shù)量明顯增加，達(dá)到了設(shè)計目的。而常規(guī)鍛造后的鍛件，初生α相明顯較多，且條狀α相很少。

⑵低倍組織對比如圖8、圖9、圖10 所示。

圖8 工藝試驗件A 低倍組織

圖9 工藝試驗件B 低倍組織

圖10 工藝試驗件C 低倍組織

從低倍組織來看，采用近β 加熱+水冷/空冷預(yù)備熱處理，與常規(guī)鍛造方法無明顯差異，未出現(xiàn)粗晶或組織不均勻等低倍問題。

⑶性能對比。

表3 是3 個試驗件相同取樣位置的室溫縱向力學(xué)性能對比。從性能結(jié)果來看，相比較常規(guī)鍛造，鍛前采用近β 加熱+水冷/空冷預(yù)備熱處理后，鍛件強(qiáng)度總體高于常規(guī)鍛造，強(qiáng)度提高平均約20MPa，塑性略有降低但相對標(biāo)準(zhǔn)要求仍有較大的富裕量，達(dá)到了設(shè)計目的。

表3 工藝試驗件室溫力學(xué)性能結(jié)果

五、結(jié)論

⑴鍛前增加近β 熱處理，可有效降低鍛件顯微組織中初生α 相含量并提升片狀α 相含量，且片狀α 相破碎程度較高。

⑵鍛前增加近β 熱處理，可提升鍛件的室溫強(qiáng)度，同時對鍛件塑性和韌性的影響不大。