鈦及鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐高溫、耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空、航天、兵器、船舶及化工等領(lǐng)域[1-6]。高性能鈦合金和鑄造成形相結(jié)合可以實(shí)現(xiàn)材料和結(jié)構(gòu)減重，有利于裝備輕量化的設(shè)計(jì)。鈦合金的研究和應(yīng)用主要聚焦在變形鈦合金領(lǐng)域，而鑄造鈦合金的研究和應(yīng)用研究相對(duì)較少。GJB2896A標(biāo)準(zhǔn)中僅列了8種鑄造鈦合金，實(shí)際應(yīng)用主要以ZTC4和ZTA15鈦合金為主,抗拉強(qiáng)度不超過1000MPa，最高使用溫度不超過400℃。新型航空航天裝備鈦合金結(jié)構(gòu)件的室溫抗拉強(qiáng)度要求1000MPa以上。TB5、TB6、TB15等高強(qiáng)鈦合金雖具有較高強(qiáng)度，但是鑄造性能普遍較差，大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的鑄造成形難度大。TC21系鈦合金是一種具有良好綜合性能的(α+β)型鈦合金,強(qiáng)塑性匹配性好,也具有良好的耐高溫性能,廣泛應(yīng)用于飛機(jī)機(jī)翼接頭、機(jī)身與起落架的鏈接框、吊艙發(fā)動(dòng)機(jī)接頭等構(gòu)件,但是關(guān)于該合金鑄造成形性能的研究很少。

我國(guó)稀土資源豐富，稀土元素在鈦合金中的作用如下:(1)細(xì)化晶粒。稀土元素可以作為一種表面活性物質(zhì)，降低晶核的表面張力，提高形核幾率,細(xì)化晶粒。(2)凈化熔體。稀土能夠與熔體中的氧優(yōu)先反應(yīng)形成稀土氧化物顆粒,起到除氧作用。(3)強(qiáng)化作用。粒能夠起到第二相強(qiáng)化作用,特別是稀土氧化物具有較高的熔點(diǎn),高溫下不易軟化,可以有效阻礙高溫下的晶界遷移和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高高溫強(qiáng)度。在航空領(lǐng)域,我國(guó)率先將Nd、加入鈦合金中開發(fā)出了新一代550℃變形高溫鈦合金。朱知壽[6]等人研究表明:隨氧化釹顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加，抗拉強(qiáng)度有所降低，塑性得到改善。蔡建明[7]等人研究表明:氧化釹顆粒尺寸越大，對(duì)葉片振動(dòng)疲勞裂紋的萌生作用也越大，疲勞壽命降低。耿甜甜[8]等人研究結(jié)果顯示TiZrNb鈦合金添加少量Y元素后，顯微組織得到細(xì)化，成分更加均勻，壓縮屈服強(qiáng)度為1216 MPa，提高了14.3%。在航天領(lǐng)域中，關(guān)于稀土元素對(duì)鈦合金的研究和應(yīng)用未見系統(tǒng)報(bào)道，雖然稀土氧化物顆粒會(huì)降低疲勞壽命，但是部分航天裝備的服役時(shí)間較短，暫無疲勞壽命要求。異形殼體是一種重要的航天裝備結(jié)構(gòu)件，由筒體和兩翼組成，最大輪廓尺寸1500mm,壁厚最小為5mm,兩翼中部各有1個(gè)直徑為50mm的軸孔，內(nèi)壁設(shè)計(jì)有凸臺(tái)結(jié)構(gòu)，具體見圖1a和1b。該構(gòu)件要求室溫(25℃)抗拉強(qiáng)度≥1100 MPa,屈服強(qiáng)度≥1000 MPa,尺寸精度CT5~CT6級(jí),表面粗糙度Ra3.2μm,內(nèi)部質(zhì)量滿足GJB2896A-2020標(biāo)準(zhǔn)中的A級(jí)。目前，暫無合適鑄造鈦合金滿足異形殼體性能要求，同時(shí)由于結(jié)構(gòu)復(fù)雜，對(duì)高性能鈦合金的鑄造成形性能也有較高的要求。前期，本團(tuán)隊(duì)開展了Gd元素對(duì)TC21鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響研究,期望通過Gd與氧化素原位反應(yīng)形成稀土氧化物來提高強(qiáng)度，同時(shí)減少了基體中的氧元素，又有利于合金塑性的提高。前期研究結(jié)果顯示:Gd元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.2%以下時(shí),TC21鈦合金的顯微組織和力學(xué)性能沒有明顯變化;Gd元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.2%以上時(shí)，稀土氧化物顆粒的體積分?jǐn)?shù)過高，尺寸過大，嚴(yán)重降低合金的力學(xué)性能，優(yōu)化出最佳Gd含量為0.2%。但是尚未系統(tǒng)研究該合金的鑄造性能、典型構(gòu)件鑄造工藝以及本體顯微組織與力學(xué)性能。基于以上背景和現(xiàn)狀，本文重點(diǎn)開展了TC21-0.2Gd鈦合金的鑄造成形性和力學(xué)性能研究。

1、實(shí)驗(yàn)方法和步驟

1.1　鑄造成形性能

流動(dòng)性和填充性是評(píng)價(jià)鑄造成形性能的常用方法，分別采用三螺旋陶瓷鑄型和網(wǎng)格式陶瓷鑄型,結(jié)構(gòu)示意圖及尺寸具體見圖2所示。三螺旋陶瓷鑄型系統(tǒng)由外澆道、直澆道和倒梯形斷面的螺旋線形溝槽組成，溝槽中每隔50mm設(shè)計(jì)凹點(diǎn)，以直接讀出螺旋線長(zhǎng)度。網(wǎng)格化陶瓷鑄型設(shè)計(jì)有169個(gè)邊長(zhǎng)13mm的正方形網(wǎng)格，實(shí)際邊數(shù)338條，網(wǎng)格邊線直徑1mm。充型完整的邊數(shù)計(jì)數(shù)為1，充型完整的總邊數(shù)除以整個(gè)網(wǎng)格的邊數(shù)338，再乘以100%,得到填充性能評(píng)價(jià)指標(biāo)。將陶瓷鑄型分別在25℃、100℃、200℃、300℃下預(yù)熱后澆注,澆注溫度為1700℃。根據(jù)三螺旋試樣的長(zhǎng)度和網(wǎng)格化試樣完整度來綜合評(píng)價(jià)鑄造性能。為了保持鑄型溫度的穩(wěn)定性，測(cè)試記錄從鑄型人爐到澆注時(shí)刻的溫度變化，根據(jù)實(shí)際降溫情況，在預(yù)熱過程中進(jìn)行溫度補(bǔ)償，同時(shí)在轉(zhuǎn)移過程中采用石棉進(jìn)行包裹，防止降溫。

1.2　鑄造工藝優(yōu)化

本文根據(jù)異形殼體結(jié)構(gòu)特征設(shè)計(jì)兩種鑄造工藝，分別命名為工藝A和工藝B，具體見圖3所示。工藝A采用底注式澆注系統(tǒng)，圓柱形直澆道和矩形橫澆道,在筒體下端設(shè)計(jì)"米"字形橫澆道與鑄件本體直接相連。工藝B與工藝A不同之處在于上端也設(shè)計(jì)"米"字形橫澆道，便于制備熔模型殼;同時(shí)異形殼體曲率較大的區(qū)域壁厚小,為了增加補(bǔ)縮效果,設(shè)計(jì)補(bǔ)縮冒口。為了保證異形殼體軸孔處的內(nèi)部質(zhì)量，軸孔端部各設(shè)計(jì)1個(gè)暗冒口。工藝設(shè)計(jì)完成后，采用ProCAST軟件對(duì)鑄造工藝進(jìn)行仿真模擬，仿真模擬采用的熱物性參數(shù)見表1所示。最后，進(jìn)行澆注實(shí)驗(yàn)。

采用金相法測(cè)試得到該合金的相轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度為980℃±10℃，據(jù)此設(shè)計(jì)熱等靜壓和熱處理溫度。熱等靜壓溫度920℃,壓力120 MPa,時(shí)間2 h。熱等靜壓完成后進(jìn)行固溶和時(shí)效處理，熱處理制度見表2所示。按照GB/T228.1《金屬材料拉伸試驗(yàn)》方法從鑄件本體取樣測(cè)試室溫(25℃)力學(xué)性能,拉伸速度為2mm/min,拉伸試樣標(biāo)距25 mm，直徑5mm，每組熱處理制度取3根拉伸試驗(yàn),最后取平均值。采用Zeiss Axiovert 2000MAT型光學(xué)顯微鏡對(duì)樣品的顯微組織進(jìn)行觀察，采用截線法統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸。使用配備牛津色散X射線能譜儀(EDS)的FEI QUANTA 450型掃描電子顯微鏡(SEM)分析樣品的顯微組織。

表1　熱物性參數(shù)

表2　熱處理制度

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1　鑄造成形性能

圖4為流動(dòng)性測(cè)試結(jié)果。隨著鑄型預(yù)熱溫度的升高，熔體的流動(dòng)性越好。當(dāng)鑄型溫度為20℃、100℃、200℃和300℃時(shí)，三螺旋試樣的最短長(zhǎng)度分別為56mm、120mm、212mm和318 mm(表3)。圖5為填充性能測(cè)試結(jié)果。隨著鑄型預(yù)熱溫度的升高，熔體的填充性能越好。當(dāng)鑄型溫度為300℃時(shí)，網(wǎng)格試樣填充率達(dá)到90%以上(表4)。綜合流動(dòng)性測(cè)試和填充性能測(cè)試結(jié)果,優(yōu)選鑄型預(yù)熱溫度為300℃。

表3　三螺旋試樣的流動(dòng)性長(zhǎng)度

表4　網(wǎng)格試樣的填充率

2.2　鑄造工藝優(yōu)化

圖6~8為工藝A的仿真模擬結(jié)果。從熔體充型過程可以看出:模擬時(shí)間為0.65s時(shí),熔體溫度在1634.7℃以上,筒體和兩翼的熔體液面高度一致,說明熔體初始充型過程比較平穩(wěn),見圖6a所示。模擬時(shí)間為1.50s時(shí)，熔體開始充型軸孔位置,不同部位的熔體液面高度仍然一致,見圖6b所示。模擬時(shí)間為2.27s時(shí)，軸孔已經(jīng)充型完畢，見圖6c所示。模擬時(shí)間為2.95s時(shí)，熔體已經(jīng)完成對(duì)上端冒口的充型，見圖6d所示。

圖6為工藝A凝固過程中的溫度場(chǎng)。模擬時(shí)間214s時(shí)，筒體和兩翼溫度均在1400℃以上，兩翼與筒體交接處、軸孔處的溫度較高，約在1600℃以上，見圖7a所示。模擬時(shí)間554s時(shí)，筒體曲率較大的區(qū)域溫度約為1100~1200℃，兩翼邊緣與筒體之間的區(qū)域溫度約為1400℃，兩翼與筒體交接處的溫度約為1500℃，見圖7b所示。模擬時(shí)間704s時(shí)，溫度進(jìn)一步降低，最高溫度約為1400℃,最低溫度約為1100℃,見圖7c所示。模擬時(shí)間1444s時(shí)，最高溫度約為1100℃,最低溫度約為1000℃,見圖7d所示。根據(jù)凝固過程的溫度變化可知，工藝A的凝固順序如下:筒體部位,首先是筒體曲率較大的區(qū)域優(yōu)先凝固，然后凝固過程沿著靠近兩翼的方向逐步擴(kuò)展。兩翼部位，首先邊緣凝固，然后凝固過程向著靠近筒體的方向逐步擴(kuò)展。整個(gè)鑄件本體最后凝固的區(qū)域是筒體與翼面交接區(qū)域，而且兩翼的凝固速度始終比筒體的凝固速度慢。

圖7為縮孔縮松缺陷分布情況，筒體部位的縮孔縮松缺陷主要分布在曲率較大的區(qū)域及內(nèi)部的凸臺(tái)處，因?yàn)榍瘦^大的區(qū)域冷卻速度較快，凝固后熔體無法進(jìn)行補(bǔ)縮。兩翼部位的縮孔縮松缺陷主要分布靠近筒體與翼面的交接區(qū)域。其他縮孔縮松缺陷主要位于澆注系統(tǒng)和冒口處。

圖9~11為工藝B的仿真模擬結(jié)果。從熔體的充型過程可以看出:模擬時(shí)間0.42s時(shí),熔體溫度在1600℃以上，熔體填充筒體速度明顯快于填充兩翼的速度，見圖9a所示。模擬時(shí)間1.28s時(shí)，筒體中的熔體液面高度已經(jīng)超過筒體總高度的1/2,兩翼的熔體液面高度尚未達(dá)到翼面總高度的1/2,見圖9b所示。模擬時(shí)間2.28s時(shí),與兩翼接近平行的筒體區(qū)域尚未完全充型，而兩翼區(qū)域基本完全充型，筒體與兩翼熔體液面的高度一致，充型達(dá)到平穩(wěn)狀態(tài)，見圖9c所示。模擬時(shí)間為2.95s時(shí)，熔體已經(jīng)完成對(duì)上端冒口的充型。在充型完成以前，未有熔體從上端面"米"字形橫澆道進(jìn)入鑄件本體,熔體在充型末期才從上端面"米"字形橫澆道進(jìn)入鑄件本體及補(bǔ)縮冒口，見圖9d所示。

圖10為工藝B凝固過程中的溫度場(chǎng)。模擬時(shí)間303s時(shí)，筒體和兩翼溫度在1500℃以上，兩翼與筒體交接處、軸孔處的溫度較高，約在1600℃以上，如圖10a所示。模擬時(shí)間539s時(shí)，筒體曲率較大區(qū)域、翼面邊緣的溫度約為1400℃,兩翼邊緣與筒體之間的區(qū)域溫度約為1500℃,兩翼與筒體交接的區(qū)域溫度約為1600℃,如圖10b所示。模擬時(shí)間683s時(shí)，溫度進(jìn)一步降低，最高溫度約為1600℃,最低溫度約為1100℃,如圖10c所示。模擬時(shí)間為2973s時(shí)，最高溫度約為1500℃,最低溫度約為700℃,如圖10d所示。根據(jù)凝固過程的溫度變化可知，工藝B的凝固順序與工藝A的凝固順序基本相同,但是工藝B凝固速度更慢。

圖11為凝固后的縮孔縮松缺陷分布情況。與工藝A相比，縮孔縮松缺陷主要位于澆注系統(tǒng)和冒口處，鑄件本體上的縮松縮孔缺陷明顯減少。根據(jù)以上仿真模擬結(jié)果，采用鑄造工藝B順利澆注出高溫高強(qiáng)鈦合金異形殼體鑄件。

2.3　顯微組織與力學(xué)性能

2.3.1　顯微組織

圖12a為高強(qiáng)鈦合金的鑄態(tài)顯微組織，由晶界α相、原始β晶粒內(nèi)部的片層狀α和β相組成，為典型的魏氏組織。經(jīng)熱等靜壓后，原始β晶界消失，顯微組織由片層狀α+β相組成，顯微組織與網(wǎng)籃組織類似。由于熱等靜壓是在(α+β)兩相區(qū)長(zhǎng)時(shí)間保溫保壓，顯微組織發(fā)生相變以及晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，形成片層狀α和β相。紀(jì)志軍等人研究表明:ZTC4鈦合金的鑄態(tài)組織由原始β晶粒以及β晶粒內(nèi)部的α群集組成。在溫度為920℃,壓力為125 MPa,時(shí)間為2h的熱等靜壓后，β晶界及α片層發(fā)生大量扭曲，同時(shí)α層增厚。楊偉光等人研究表明:當(dāng)ZTC4鈦合金在900~940℃,壓力在110~140 MPa,時(shí)間1~3h的熱等靜壓后，β晶粒尺寸和α片層厚度均明顯長(zhǎng)大，隨著溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)，β晶粒尺寸和α片層厚度分別增長(zhǎng)了40~70μm和0.6~1μm,并且增長(zhǎng)趨勢(shì)呈近線性;隨著壓力的增加，β晶粒尺寸和α片層厚度則呈現(xiàn)出先增加后減小的變化規(guī)律。因此，熱等靜壓處理后,原始β晶粒尺寸和α片層厚度均會(huì)增加。

圖12為熱等靜壓后的高強(qiáng)鑄造鈦合金在500℃時(shí)效不同時(shí)間的微觀組織。時(shí)效后,在β相內(nèi)部析出次生α相。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),片層α相及次生α相的尺寸都增大,次生α相的數(shù)量增多。時(shí)效8 h后,次生α相的尺寸進(jìn)一步增加。

圖14為固溶熱處理過程中光學(xué)顯微組織變化。固溶處理后的顯微組織均由等軸組織構(gòu)成。當(dāng)固溶溫度為860℃時(shí)，平均晶粒尺寸約為1100μm;當(dāng)固溶熱處理溫度為920℃時(shí),平均晶粒尺寸約為1350μm;當(dāng)固溶溫度為980℃,平均晶粒尺寸約為1400μm，隨著固溶溫度的升高，晶粒長(zhǎng)大趨勢(shì)不顯著，具體見圖15所示。

圖15是固溶態(tài)的樣品在掃描電鏡下的顯微組織。當(dāng)固溶溫度為860℃時(shí)，顯微組織由原始β晶粒和板條狀初生α相組成，并且在原始β晶粒內(nèi)有針狀相析出，如圖16a~c所示。當(dāng)固溶溫度為920℃時(shí)，板條狀初生α相明顯減小，原始β晶粒內(nèi)大量針狀相析出，如圖16d~f所示。當(dāng)固溶溫度為980℃時(shí),顯微組織由全片層組織組成,初生α相消失,如圖16g~i所示。為進(jìn)一步分析Gd元素的分布，對(duì)920℃固溶處理后的顯微組織進(jìn)行了面掃描分析,結(jié)果顯示Gd元素主要以顆粒的形式分布在原β晶界上，具體如圖17所示。因此這些顆粒很可能是稀土氧化物顆粒。這些顆粒分布在原β晶界上,可以有效阻礙固溶熱處理過程中的晶粒長(zhǎng)大。

圖18為熱等靜壓后，再經(jīng)過固溶和時(shí)效熱處理后的顯微組織形貌，主要由初生α相、片層狀β相和次生α相組成，但是初生α相的尺寸要比鑄態(tài)及熱等靜壓試樣的αp相小得多,而次生α相的尺寸較大。

2.3.2　力學(xué)性能

表5為平均力學(xué)性能的變化。經(jīng)過熱等靜壓后，抗拉強(qiáng)度為996 MPa，屈服強(qiáng)度為938 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為7.2%。經(jīng)過熱等靜壓+時(shí)效處理,抗拉強(qiáng)度達(dá)到1000 MPa以上,屈服強(qiáng)度達(dá)到930 MPa以上，斷后伸長(zhǎng)率最低為4.5%。經(jīng)過熱等靜壓+固溶處理后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1100 MPa以上，屈服強(qiáng)度達(dá)到980MPa以上，斷后伸長(zhǎng)率降低至2.2%。經(jīng)過熱等靜壓+固溶+時(shí)效處理后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1200 MPa以上,屈服強(qiáng)度達(dá)到1100 MPa以上,斷后伸長(zhǎng)率基本不變。

表5　力學(xué)性能

圖19為斷口分析結(jié)果。斷口表面呈現(xiàn)冰晶狀,屬于典型的沿晶斷裂。在拉伸過程中晶界可以有效阻礙位錯(cuò)滑移，易造成應(yīng)力集中，產(chǎn)生微裂紋,導(dǎo)致沿晶開裂。圖20為熱等靜壓+固溶+時(shí)效熱處理后的斷口表面EDS分析。從圖20b可以看出在晶粒內(nèi)部可觀察到大量較淺的韌窩，晶界處分布第二相顆粒為Gd的氧化物及Gd與Sn形成的金屬間化合物,一般為Gd2O3和GdSn3,屬于典型的脆性相,這些脆性第二相會(huì)導(dǎo)致沿晶開裂。

3、結(jié)論

(1)隨著鑄型預(yù)熱溫度的升高,熔體的流動(dòng)性和填充性能越好。當(dāng)鑄型溫度為300℃時(shí),三螺旋試樣的最短長(zhǎng)度318mm,網(wǎng)格試樣填充率達(dá)到90%以上,所以優(yōu)選鑄型預(yù)熱溫度為300℃。

(2)通過仿真模擬和澆注試驗(yàn),最佳的鑄造工藝采用底注式澆注系統(tǒng),圓柱形直澆道和矩形橫澆道，在異形上下端面設(shè)計(jì)"米"字形橫澆道與鑄件本體直接相連，在異形殼體曲率較大的區(qū)域和軸孔端部設(shè)計(jì)補(bǔ)縮冒口。

(3)鑄態(tài)顯微組織由晶界α相、原始β晶粒內(nèi)部片層狀α和β相組成,為典型的魏氏組織。熱等靜壓后,片層狀α和β相厚度增加。進(jìn)一步時(shí)效處理后,β相內(nèi)部析出次生α相,且隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),片層α相及次生α相的尺寸都增大,次生α相的數(shù)量增多。熱等靜壓后,經(jīng)過固溶處理后,隨著溫度的升高,β晶粒尺寸不斷增加。當(dāng)溫度為860℃和920℃時(shí),顯微組織由β晶粒、板條狀初生α相和原始β晶粒內(nèi)的針狀相組成;當(dāng)固溶溫度為980℃時(shí),顯微組織由全片層組織組成。

(4)經(jīng)過熱等靜壓后，抗拉強(qiáng)度為996 MPa，屈服強(qiáng)度為938MPa,斷后伸長(zhǎng)率為7.2%。經(jīng)過熱等靜壓+時(shí)效處理，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1000 MPa以上,屈服強(qiáng)度達(dá)到930MPa以上,斷后伸長(zhǎng)率最低為4.5%。經(jīng)過熱等靜壓+固溶處理后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1100 MPa以上，屈服強(qiáng)度達(dá)到980 MPa以上，斷后伸長(zhǎng)率降低至2.2%。經(jīng)過熱等靜壓+固溶+時(shí)效處理后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1200 MPa以上，屈服強(qiáng)度達(dá)到1100MPa以上，斷后伸長(zhǎng)率基本不變。

(5)鑄造合金經(jīng)過不同熱處理后，室溫拉伸過程中的斷裂方式均為沿晶斷裂。

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（注，原文標(biāo)題：高強(qiáng)鈦合金材料鑄造性能、構(gòu)件鑄造工藝及顯微組織和力學(xué)性能研究_羅建）

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