不同铸型预热温度对稀土Gd改性TC21钛合金熔体充型凝固特性、铸造缺陷形成规律的影响，及多级热处理工艺调控显微组织结构与1200MPa级超高强力学性能的试验研究

钛及钛合金具有密度小、比强度高、耐高温、耐腐蚀等优点，广泛应用于航空、航天、兵器、船舶及化工等领域[1-6]。高性能钛合金和铸造成形相结合可以实现材料和结构减重，有利于装备轻量化的设计。钛合金的研究和应用主要聚焦在变形钛合金领域，而铸造钛合金的研究和应用研究相对较少。GJB2896A标准中仅列了8种铸造钛合金，实际应用主要以ZTC4和ZTA15钛合金为主,抗拉强度不超过1000MPa，最高使用温度不超过400℃。新型航空航天装备钛合金结构件的室温抗拉强度要求1000MPa以上。TB5、TB6、TB15等高强钛合金虽具有较高强度，但是铸造性能普遍较差，大型复杂结构件的铸造成形难度大。TC21系钛合金是一种具有良好综合性能的(α+β)型钛合金,强塑性匹配性好,也具有良好的耐高温性能,广泛应用于飞机机翼接头、机身与起落架的链接框、吊舱发动机接头等构件,但是关于该合金铸造成形性能的研究很少。

我国稀土资源丰富，稀土元素在钛合金中的作用如下:(1)细化晶粒。稀土元素可以作为一种表面活性物质，降低晶核的表面张力，提高形核几率,细化晶粒。(2)净化熔体。稀土能够与熔体中的氧优先反应形成稀土氧化物颗粒,起到除氧作用。(3)强化作用。粒能够起到第二相强化作用,特别是稀土氧化物具有较高的熔点,高温下不易软化,可以有效阻碍高温下的晶界迁移和位错运动，提高高温强度。在航空领域,我国率先将Nd、加入钛合金中开发出了新一代550℃变形高温钛合金。朱知寿[6]等人研究表明:随氧化钕颗粒体积分数的增加，抗拉强度有所降低，塑性得到改善。蔡建明[7]等人研究表明:氧化钕颗粒尺寸越大，对叶片振动疲劳裂纹的萌生作用也越大，疲劳寿命降低。耿甜甜[8]等人研究结果显示TiZrNb钛合金添加少量Y元素后，显微组织得到细化，成分更加均匀，压缩屈服强度为1216 MPa，提高了14.3%。在航天领域中，关于稀土元素对钛合金的研究和应用未见系统报道，虽然稀土氧化物颗粒会降低疲劳寿命，但是部分航天装备的服役时间较短，暂无疲劳寿命要求。异形壳体是一种重要的航天装备结构件，由筒体和两翼组成，最大轮廓尺寸1500mm,壁厚最小为5mm,两翼中部各有1个直径为50mm的轴孔，内壁设计有凸台结构，具体见图1a和1b。该构件要求室温(25℃)抗拉强度≥1100 MPa,屈服强度≥1000 MPa,尺寸精度CT5~CT6级,表面粗糙度Ra3.2μm,内部质量满足GJB2896A-2020标准中的A级。目前，暂无合适铸造钛合金满足异形壳体性能要求，同时由于结构复杂，对高性能钛合金的铸造成形性能也有较高的要求。前期，本团队开展了Gd元素对TC21钛合金显微组织和力学性能的影响研究,期望通过Gd与氧化素原位反应形成稀土氧化物来提高强度，同时减少了基体中的氧元素，又有利于合金塑性的提高。前期研究结果显示:Gd元素质量分数在0.2%以下时,TC21钛合金的显微组织和力学性能没有明显变化;Gd元素质量分数在0.2%以上时，稀土氧化物颗粒的体积分数过高，尺寸过大，严重降低合金的力学性能，优化出最佳Gd含量为0.2%。但是尚未系统研究该合金的铸造性能、典型构件铸造工艺以及本体显微组织与力学性能。基于以上背景和现状，本文重点开展了TC21-0.2Gd钛合金的铸造成形性和力学性能研究。

1、实验方法和步骤

1.1　铸造成形性能

流动性和填充性是评价铸造成形性能的常用方法，分别采用三螺旋陶瓷铸型和网格式陶瓷铸型,结构示意图及尺寸具体见图2所示。三螺旋陶瓷铸型系统由外浇道、直浇道和倒梯形断面的螺旋线形沟槽组成，沟槽中每隔50mm设计凹点，以直接读出螺旋线长度。网格化陶瓷铸型设计有169个边长13mm的正方形网格，实际边数338条，网格边线直径1mm。充型完整的边数计数为1，充型完整的总边数除以整个网格的边数338，再乘以100%,得到填充性能评价指标。将陶瓷铸型分别在25℃、100℃、200℃、300℃下预热后浇注,浇注温度为1700℃。根据三螺旋试样的长度和网格化试样完整度来综合评价铸造性能。为了保持铸型温度的稳定性，测试记录从铸型人炉到浇注时刻的温度变化，根据实际降温情况，在预热过程中进行温度补偿，同时在转移过程中采用石棉进行包裹，防止降温。

1.2　铸造工艺优化

本文根据异形壳体结构特征设计两种铸造工艺，分别命名为工艺A和工艺B，具体见图3所示。工艺A采用底注式浇注系统，圆柱形直浇道和矩形横浇道,在筒体下端设计"米"字形横浇道与铸件本体直接相连。工艺B与工艺A不同之处在于上端也设计"米"字形横浇道，便于制备熔模型壳;同时异形壳体曲率较大的区域壁厚小,为了增加补缩效果,设计补缩冒口。为了保证异形壳体轴孔处的内部质量，轴孔端部各设计1个暗冒口。工艺设计完成后，采用ProCAST软件对铸造工艺进行仿真模拟，仿真模拟采用的热物性参数见表1所示。最后，进行浇注实验。

采用金相法测试得到该合金的相转变点温度为980℃±10℃，据此设计热等静压和热处理温度。热等静压温度920℃,压力120 MPa,时间2 h。热等静压完成后进行固溶和时效处理，热处理制度见表2所示。按照GB/T228.1《金属材料拉伸试验》方法从铸件本体取样测试室温(25℃)力学性能,拉伸速度为2mm/min,拉伸试样标距25 mm，直径5mm，每组热处理制度取3根拉伸试验,最后取平均值。采用Zeiss Axiovert 2000MAT型光学显微镜对样品的显微组织进行观察，采用截线法统计晶粒尺寸。使用配备牛津色散X射线能谱仪(EDS)的FEI QUANTA 450型扫描电子显微镜(SEM)分析样品的显微组织。

表1　热物性参数

表2　热处理制度

2、实验结果与分析

2.1　铸造成形性能

图4为流动性测试结果。随着铸型预热温度的升高，熔体的流动性越好。当铸型温度为20℃、100℃、200℃和300℃时，三螺旋试样的最短长度分别为56mm、120mm、212mm和318 mm(表3)。图5为填充性能测试结果。随着铸型预热温度的升高，熔体的填充性能越好。当铸型温度为300℃时，网格试样填充率达到90%以上(表4)。综合流动性测试和填充性能测试结果,优选铸型预热温度为300℃。

表3　三螺旋试样的流动性长度

表4　网格试样的填充率

2.2　铸造工艺优化

图6~8为工艺A的仿真模拟结果。从熔体充型过程可以看出:模拟时间为0.65s时,熔体温度在1634.7℃以上,筒体和两翼的熔体液面高度一致,说明熔体初始充型过程比较平稳,见图6a所示。模拟时间为1.50s时，熔体开始充型轴孔位置,不同部位的熔体液面高度仍然一致,见图6b所示。模拟时间为2.27s时，轴孔已经充型完毕，见图6c所示。模拟时间为2.95s时，熔体已经完成对上端冒口的充型，见图6d所示。

图6为工艺A凝固过程中的温度场。模拟时间214s时，筒体和两翼温度均在1400℃以上，两翼与筒体交接处、轴孔处的温度较高，约在1600℃以上，见图7a所示。模拟时间554s时，筒体曲率较大的区域温度约为1100~1200℃，两翼边缘与筒体之间的区域温度约为1400℃，两翼与筒体交接处的温度约为1500℃，见图7b所示。模拟时间704s时，温度进一步降低，最高温度约为1400℃,最低温度约为1100℃,见图7c所示。模拟时间1444s时，最高温度约为1100℃,最低温度约为1000℃,见图7d所示。根据凝固过程的温度变化可知，工艺A的凝固顺序如下:筒体部位,首先是筒体曲率较大的区域优先凝固，然后凝固过程沿着靠近两翼的方向逐步扩展。两翼部位，首先边缘凝固，然后凝固过程向着靠近筒体的方向逐步扩展。整个铸件本体最后凝固的区域是筒体与翼面交接区域，而且两翼的凝固速度始终比筒体的凝固速度慢。

图7为缩孔缩松缺陷分布情况，筒体部位的缩孔缩松缺陷主要分布在曲率较大的区域及内部的凸台处，因为曲率较大的区域冷却速度较快，凝固后熔体无法进行补缩。两翼部位的缩孔缩松缺陷主要分布靠近筒体与翼面的交接区域。其他缩孔缩松缺陷主要位于浇注系统和冒口处。

图9~11为工艺B的仿真模拟结果。从熔体的充型过程可以看出:模拟时间0.42s时,熔体温度在1600℃以上，熔体填充筒体速度明显快于填充两翼的速度，见图9a所示。模拟时间1.28s时，筒体中的熔体液面高度已经超过筒体总高度的1/2,两翼的熔体液面高度尚未达到翼面总高度的1/2,见图9b所示。模拟时间2.28s时,与两翼接近平行的筒体区域尚未完全充型，而两翼区域基本完全充型，筒体与两翼熔体液面的高度一致，充型达到平稳状态，见图9c所示。模拟时间为2.95s时，熔体已经完成对上端冒口的充型。在充型完成以前，未有熔体从上端面"米"字形横浇道进入铸件本体,熔体在充型末期才从上端面"米"字形横浇道进入铸件本体及补缩冒口，见图9d所示。

图10为工艺B凝固过程中的温度场。模拟时间303s时，筒体和两翼温度在1500℃以上，两翼与筒体交接处、轴孔处的温度较高，约在1600℃以上，如图10a所示。模拟时间539s时，筒体曲率较大区域、翼面边缘的温度约为1400℃,两翼边缘与筒体之间的区域温度约为1500℃,两翼与筒体交接的区域温度约为1600℃,如图10b所示。模拟时间683s时，温度进一步降低，最高温度约为1600℃,最低温度约为1100℃,如图10c所示。模拟时间为2973s时，最高温度约为1500℃,最低温度约为700℃,如图10d所示。根据凝固过程的温度变化可知，工艺B的凝固顺序与工艺A的凝固顺序基本相同,但是工艺B凝固速度更慢。

图11为凝固后的缩孔缩松缺陷分布情况。与工艺A相比，缩孔缩松缺陷主要位于浇注系统和冒口处，铸件本体上的缩松缩孔缺陷明显减少。根据以上仿真模拟结果，采用铸造工艺B顺利浇注出高温高强钛合金异形壳体铸件。

2.3　显微组织与力学性能

2.3.1　显微组织

图12a为高强钛合金的铸态显微组织，由晶界α相、原始β晶粒内部的片层状α和β相组成，为典型的魏氏组织。经热等静压后，原始β晶界消失，显微组织由片层状α+β相组成，显微组织与网篮组织类似。由于热等静压是在(α+β)两相区长时间保温保压，显微组织发生相变以及晶粒长大现象，形成片层状α和β相。纪志军等人研究表明:ZTC4钛合金的铸态组织由原始β晶粒以及β晶粒内部的α群集组成。在温度为920℃,压力为125 MPa,时间为2h的热等静压后，β晶界及α片层发生大量扭曲，同时α层增厚。杨伟光等人研究表明:当ZTC4钛合金在900~940℃,压力在110~140 MPa,时间1~3h的热等静压后，β晶粒尺寸和α片层厚度均明显长大，随着温度的升高和时间的延长，β晶粒尺寸和α片层厚度分别增长了40~70μm和0.6~1μm,并且增长趋势呈近线性;随着压力的增加，β晶粒尺寸和α片层厚度则呈现出先增加后减小的变化规律。因此，热等静压处理后,原始β晶粒尺寸和α片层厚度均会增加。

图12为热等静压后的高强铸造钛合金在500℃时效不同时间的微观组织。时效后,在β相内部析出次生α相。随着时效时间的延长,片层α相及次生α相的尺寸都增大,次生α相的数量增多。时效8 h后,次生α相的尺寸进一步增加。

图14为固溶热处理过程中光学显微组织变化。固溶处理后的显微组织均由等轴组织构成。当固溶温度为860℃时，平均晶粒尺寸约为1100μm;当固溶热处理温度为920℃时,平均晶粒尺寸约为1350μm;当固溶温度为980℃,平均晶粒尺寸约为1400μm，随着固溶温度的升高，晶粒长大趋势不显著，具体见图15所示。

图15是固溶态的样品在扫描电镜下的显微组织。当固溶温度为860℃时，显微组织由原始β晶粒和板条状初生α相组成，并且在原始β晶粒内有针状相析出，如图16a~c所示。当固溶温度为920℃时，板条状初生α相明显减小，原始β晶粒内大量针状相析出，如图16d~f所示。当固溶温度为980℃时,显微组织由全片层组织组成,初生α相消失,如图16g~i所示。为进一步分析Gd元素的分布，对920℃固溶处理后的显微组织进行了面扫描分析,结果显示Gd元素主要以颗粒的形式分布在原β晶界上，具体如图17所示。因此这些颗粒很可能是稀土氧化物颗粒。这些颗粒分布在原β晶界上,可以有效阻碍固溶热处理过程中的晶粒长大。

图18为热等静压后，再经过固溶和时效热处理后的显微组织形貌，主要由初生α相、片层状β相和次生α相组成，但是初生α相的尺寸要比铸态及热等静压试样的αp相小得多,而次生α相的尺寸较大。

2.3.2　力学性能

表5为平均力学性能的变化。经过热等静压后，抗拉强度为996 MPa，屈服强度为938 MPa，断后伸长率为7.2%。经过热等静压+时效处理,抗拉强度达到1000 MPa以上,屈服强度达到930 MPa以上，断后伸长率最低为4.5%。经过热等静压+固溶处理后，抗拉强度达到1100 MPa以上，屈服强度达到980MPa以上，断后伸长率降低至2.2%。经过热等静压+固溶+时效处理后，抗拉强度达到1200 MPa以上,屈服强度达到1100 MPa以上,断后伸长率基本不变。

表5　力学性能

图19为断口分析结果。断口表面呈现冰晶状,属于典型的沿晶断裂。在拉伸过程中晶界可以有效阻碍位错滑移，易造成应力集中，产生微裂纹,导致沿晶开裂。图20为热等静压+固溶+时效热处理后的断口表面EDS分析。从图20b可以看出在晶粒内部可观察到大量较浅的韧窝，晶界处分布第二相颗粒为Gd的氧化物及Gd与Sn形成的金属间化合物,一般为Gd2O3和GdSn3,属于典型的脆性相,这些脆性第二相会导致沿晶开裂。

3、结论

(1)随着铸型预热温度的升高,熔体的流动性和填充性能越好。当铸型温度为300℃时,三螺旋试样的最短长度318mm,网格试样填充率达到90%以上,所以优选铸型预热温度为300℃。

(2)通过仿真模拟和浇注试验,最佳的铸造工艺采用底注式浇注系统,圆柱形直浇道和矩形横浇道，在异形上下端面设计"米"字形横浇道与铸件本体直接相连，在异形壳体曲率较大的区域和轴孔端部设计补缩冒口。

(3)铸态显微组织由晶界α相、原始β晶粒内部片层状α和β相组成,为典型的魏氏组织。热等静压后,片层状α和β相厚度增加。进一步时效处理后,β相内部析出次生α相,且随着时效时间的延长,片层α相及次生α相的尺寸都增大,次生α相的数量增多。热等静压后,经过固溶处理后,随着温度的升高,β晶粒尺寸不断增加。当温度为860℃和920℃时,显微组织由β晶粒、板条状初生α相和原始β晶粒内的针状相组成;当固溶温度为980℃时,显微组织由全片层组织组成。

(4)经过热等静压后，抗拉强度为996 MPa，屈服强度为938MPa,断后伸长率为7.2%。经过热等静压+时效处理，抗拉强度达到1000 MPa以上,屈服强度达到930MPa以上,断后伸长率最低为4.5%。经过热等静压+固溶处理后，抗拉强度达到1100 MPa以上，屈服强度达到980 MPa以上，断后伸长率降低至2.2%。经过热等静压+固溶+时效处理后，抗拉强度达到1200 MPa以上，屈服强度达到1100MPa以上，断后伸长率基本不变。

(5)铸造合金经过不同热处理后，室温拉伸过程中的断裂方式均为沿晶断裂。

参考文献

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（注，原文标题：高强钛合金材料铸造性能、构件铸造工艺及显微组织和力学性能研究_罗建）

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