引言

鈦合金是汽車工業中的一種常用金屬材料。由于強度高、耐蝕性好、耐熱性高等特點，鈦合金備受關注。甘偉等"分析了鍛造溫度對汽車用新型鈦合金性能的影響。宋緯[2]對汽車鈦合金氣閥的鑄造工藝進行了優化。趙福利和汪永江[3]探討了攪拌摩擦加工對汽車用鈦合金性能的影響。周渝慶和張祥[對機械緊固件用新型鈦合金鍛造溫度進行了優化研究。張斌[分析了鈦合金汽車零件燒結過程中的燒結工藝對零件性能產生的影響。張慧芳[6]研究了如何在汽車用鈦合金表面制備雙輝等離子Mo合金化層，并測試了分析涂層的摩擦磨損性能。周曉虎等[7]分析了準β鍛造工藝對TC21鈦合金大型鍛件組織及性能的影響。隨著汽車工業的發展，市場對汽車用鈦合金性能的要求不斷提高，尤其是力學性能和耐磨損性能。已有的研究表明，多向鍛造作為一種新型的材料改性手段在金屬材料改性方面得到成功應用8]。張偉華等[9分析了終鍛溫度對多向鍛造高純銅組織及硬度的影響。藍希鑫等[0]分析了多向鍛造對TC21鈦合金α+β片層組織球化的影響。

但是，目前鈦合金多向鍛造的研究還較少，迫切需要進一步研究和探索。為此，筆者研究了多向鍛造對汽車制造用Ti80鈦合金顯微組織、力學性能和耐磨損性能的影響。

1、試驗材料和方法

1.1 試驗材料

采用三次真空自耗電弧爐熔煉的Ti80鈦合金方形鑄錠（尺寸300mm×300mm×300mm）為試驗材料，試樣化學成分如表1所示。在500t油壓機上進行多向鍛造試驗。試樣多向鍛造的每道次鍛造過程如圖1所示。鍛造加熱采用中頻感應加熱，采用自制模具，模具材料為W360鋼，模具預熱溫度300℃。鍛造時先將試樣按圖1所示進行第一個方向鍛造（z方向），鍛造完成后取出試樣并旋轉90°再進行第二個方向鍛造（y方向），鍛造完成后取出試樣再旋轉90°后進行第三個方向鍛造(x方向），由此完成一道次多向鍛造，每道次變形量25% 。多向鍛造過程中，選擇不同的鍛造溫度和鍛造道次，各試樣的鍛造工藝參數如表2所示。鍛造溫度分別選為880、920、960℃，鍛造道次分別選為2、5、8，模具預熱溫度和每道次變形量均保持不變，多向鍛造后各試樣照片如圖2所示。可見，多向鍛造后各試樣外形無明顯區別。

1.2 試驗方法

用線切割方法在試樣中部切取方形金相試樣（尺寸30mm×20mm×10mm），金相腐蝕劑為13mLHF、26m LH N O ，和100mLH,O混合溶液。金相組織觀察用KEYENCE金相顯微鏡和EVO18掃描電子顯微鏡進行觀察用線切割方法在試樣中部切取3個拉伸樣（具體尺寸見圖3）。在室溫條件下進行拉伸試驗，試驗機型號為QX-W550微機控制電子萬能試驗機，采用的拉伸速度為1mm/min,拉伸斷口的觀察和拍照在EVO18掃描電子顯微鏡上進行。試樣力學性能測試值為3個不同位置取樣的拉伸樣測試值的算術平均值。

在試樣中間位置以線切割方式切取圓形磨損試樣（尺寸030mm×15mm）。在室溫條件下進行磨損試驗，試驗機型號為HT-1000型摩擦磨損試驗機，對磨材料選用45號鋼材，磨輪轉速設置為1000r/min、摩擦磨損時間設定為20min、相對滑動速度設置為90mm/min。

2、試驗結果及討論

2.1 顯微組織

圖4和圖5是采用不同鍛造溫度多向鍛造的汽車制造用Ti80鈦合金試樣的顯微組織金相照片和掃描電鏡（SEM）照片。從圖4和圖5可以看出，鍛造溫度對多向鍛造試樣內部的組織產生明顯影響。

隨鍛造溫度從880℃升高到960℃，多向鍛造試樣內部組織先變細后變粗，當鍛造溫度920℃時，多向鍛造試樣內部的組織晶粒最細小、組織分布最均勻。多向鍛造試樣內部晶粒呈現出較為明顯的等軸組織，第二相分布呈網狀結構分布。

圖6和圖7是采用不同鍛造道次多向鍛造的汽車制造用Ti80鈦合金試樣的顯微組織金相照片和掃描電鏡（SEM)照片。從圖6和圖7可以看出，鍛造道次對多向鍛造試樣內部的組織產生明顯影響。隨鍛造道次從2增加到8，多向鍛造試樣內部組織先變細后變粗，當鍛造道次為5時，多向鍛造試樣內部的組織晶粒最細小、組織分布均勻性最好，試樣內部第二相的網狀結構分布最完整，呈連續網狀分布。

2.2 力學性能

采用不同鍛造溫度多向鍛造的汽車制造用Ti80鈦合金試樣的力學性能測試數據見表3。從表3可知，鍛造溫度對多向鍛造試樣的力學性能產生較為顯著的影響。當鍛造溫度從880℃升高到960℃時，試樣抗拉強度和屈服強度先增大后減小、斷后伸長率和斷面收縮率先小幅度減小后小幅度增大。在其它工藝參數不變的情況下，當鍛造溫度880℃時試樣力學性能最差；當鍛造溫度為920℃時力學性能最佳。與鍛造溫度880℃相比，鍛造溫度為920℃時試樣的抗拉強度增大38MPa、屈服強度增大36MPa、斷后伸長率減小0.9個百分點、斷面收縮率減小1.3個百分點。選擇恰當的鍛造溫度有助于提高多向鍛造試樣的力學性能。

采用不同鍛造道次多向鍛造的汽車制造用Ti80鈦合金試樣的力學性能測試數據見表4。從表4可知，鍛造道次對多向鍛造試樣的力學性能產生較為顯著的影響。當鍛造道次從2增加到8時，試樣抗拉強度和屈服強度先增大后減小、斷后伸長率和斷面收縮率先小幅度減小后小幅度增大。在其它工藝參數不變的情況下，當鍛造道次為2時，試樣力學性能最差；當鍛造道次為5時，力學性能最佳。與鍛造道次為2相比，鍛造道次為5時試樣的抗拉強度增大29MPa、屈服強度增大24MPa、斷后伸長率減小0.7個百分點、斷面收縮率減小0.8個百分點。鍛造道次并非越多越好，選擇恰當的鍛造道次有利于改善多向鍛造試樣的力學性能。

圖8是不同工藝多向鍛造汽車制造用Ti80鈦合金試樣室溫拉伸試驗后拉伸斷口形貌的掃描電鏡(SEM)照片。從圖8可以看出，多向鍛造試樣的拉伸斷口均由韌窩和撕裂棱組成，均表現出比較明顯的韌性斷裂特征。但是與其它工藝參數相比，采用鍛造溫度920℃、鍛造道次5（圖8（b），2試樣）時，試樣拉伸斷口中韌窩更加細小，展現出更加優異的拉伸性能。

2.3 耐磨損性能

采用不同鍛造溫度多向鍛造的汽車制造用Ti80鈦合金試樣在室溫條件下的磨損試驗結果見表5。從表5可知，鍛造溫度對試樣磨損體積產生較為明顯的影響。當鍛造溫度從880℃升高到960℃時，試樣磨損體積先減小后增大、試樣耐磨損性能先提高后下降。在其它工藝參數不變的情況下，當鍛造溫度880℃時，試樣磨損體積最大、耐磨損性能最差；當鍛造溫度920℃時，試樣磨損體積最小、耐磨損性能最佳。與鍛造溫度880℃相比，鍛造溫度920℃時試樣磨損15min后磨損體積從21×10^-3mm³減小到7×10^-3mm³,減小了14×10^-3mm³, 鍛造溫度升高到920℃時顯著提高了多向鍛造試樣的耐磨損性能。

采用不同鍛造道次多向鍛造的汽車制造用Ti80鈦合金試樣在室溫條件下的磨損試驗結果見表6。從表6可知，鍛造道次對多向鍛造試樣的耐磨損性能也產生較為明顯的影響。當鍛造道次從2增加到8時，試樣磨損體積先減小后增大、試樣耐磨損性能先提高后下降。在其它工藝參數不變的情況下，當鍛造道次為2時，試樣磨損體積最大、耐磨損性能最差；當鍛造道次為5時，試樣磨損體積最小、耐磨損性能最佳。與鍛造道次為2相比，鍛造道次為5時,試樣磨損體積從9×10^-3mm³減小到7×10^-3mm³,減小了2×10^-3mm³。但是鍛造道次并非越多越好，選擇恰當的鍛造道次可以有效改善多向鍛造試樣的耐磨損性能。

3、結論

1）鍛造溫度和鍛造道次對多向鍛造汽車制造用Ti80鈦合金顯微組織、力學性能和耐磨損性能均產生明顯影響，隨鍛造溫度從880℃升高到960℃、鍛造道次從2增加到8，多向鍛造試樣的組織先細化后粗化、力學性能和耐磨損性能均先提高后下降。

2）當鍛造溫度920℃、鍛造道次5時，多向鍛造汽車制造用Ti80鈦合金試樣晶粒最細小、第二相呈連續網狀分布，試樣力學性能和耐磨損性能最佳。

3）與鍛造溫度880℃相比，鍛造溫度920℃時多向鍛造汽車制造用Ti80鈦合金試樣抗拉強度增大38MPa、屈服強度增大36MPa、斷后伸長率減小0.9個百分點、斷面收縮率減小1.3個百分點、磨損15min后磨損體積減小14×10^-3mm³。

4)與鍛造道次為2相比，鍛造道次為5時多向鍛造汽車制造用Ti80鈦合金試樣抗拉強度增大29MPa、屈服強度增大24MPa、斷后伸長率減小0.7個百分點、斷面收縮率減小0.8個百分點、磨損15min后磨損體積減小2×10^-3mm³。

參考文獻

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