基于氧当量的纯钛铸件力学性能模型研究.pdf

2023年第5期2023年10 月应用研究基于氧当量的纯钛铸件力学性能模型研究铸造设备与工艺FOUNDRY EQUIPMENT ANDTECHNOLOGYD0I:10.16666/ki.issn1004-6178.2023.05.017Oct.2023No5陈战考，程佳，殷莹，翟宇龙，谢霄，孙博（西安泵阀总厂有限公司，陕西西安7 10 0 2 5）摘要：本文对纯钛中间隙元素0、N、C 进行了氧当量0，计算，基于2 1组实验数据，通过线性回归求解运算，建立了氧当量0，与纯钛室温力学性能的线性本构模型，经过三组数据的实际验证，建立的基于氧当量纯钛力学性能模型具有较高预测精度，对纯钛铸锭冶炼及铸件生产具有较高实际意义及指导价值。关键词：纯钛铸件；间隙元素；氧当量0 3；力学性能；本构模型中图分类号：TG115.6Research on Mechanical Properties Model of Pure Titanium CastingsCHEN Zhan-kao,CHENG Jia,YIN Ying,ZHAI Yu-long,XIE Xiao,SUN Bo(Xian Pump Valve General Factory Co.,Ltd.,Xian Shaanxi 710025,China)Abstract:This article calculates the oxygen equivalent O,of the interstitial elements O,N,and C in pure titanium.Based on 21sets of experimental data and linear regression calculation,a linear constitutive model between oxygen equivalent Os and the mechan-ical properties of pure titanium at room temperature was established.After practical verification of three sets of data,the oxygen e-quivalent pure titanium mechanical properties model established in this article has high prediction accuracy,which has high practicalsignificance and guiding value in pure titanium ingot smelting and casting production.Key words:pure titanium castings,interstitial elements,oxygen equivalent Os,mechanical properties,constitutive models文献标识码：ABased on Oxygen Equivalent文章编号：16 7 4-6 6 9 4(2 0 2 3)0 5-0 0 56-0 4钛金属是一种稀有金属，具有密度小，比强度高，无磁性、线膨胀系数小及优异耐蚀性等特点，被广泛应用于舰船、航空、航天及化学工业中，在所有钛及钛合金中应用比重最多的为工业纯钛叫。不同标准关于纯钛产品中的O、N、C.H 等杂质元素上限值要求不同2-4,具体差异见表1.由于海绵钛中所含杂质元素存在差异，不同批次铸锭的杂质元素含量就略有不同，导致力学性能表现相差各异，而且杂质元素含量多少与纯钛铸件力学性能是否达标存在显著关联。因此,在纯钛铸件的实际生产中,非常有必要研究O、N、C、H 等杂质元素对纯钛铸件力学性能的影响。1间隙元素对材料性能的影响O、N、C 等元素属于稳定化元素,能够更多地溶解于钛中,其会提高转变温度,扩大相区，O、N、C 等元素的原子半径小于钛原子半径，其收稿日期：2 0 2 3-0 4-2 0作者简介：陈战考（19 8 6-），男，硕士，高级工程师，主要从事钛、锆及其合金冶炼、铸造成型技术及技术管理工作。56溶解于钛中为间隙固溶方式，由于在材料的塑性变形时，溶质原子与位错的相互纠缠作用，尤其是间隙固溶元素氧在塑性变形时,对滑移系滑移时具有钉扎作用,晶格间隙中的原子导致位错畸变能的提高，进而导致位错滑移所需的能量增加，对室温及高温力学性能起到显著强化作用。需要特别指出的是N、C 元素，其可与钛反应生产脆性相TisN、T i N及游离态的碳化钛组织，均为钛的不利产出物，对材料力学性能表现具有明显恶化作用5。H元素属于稳定化元素,能够间隙固溶于、钛中,文献及大多数厂家均将H视为严重影响性能的杂质类元素，这是因为引人过量的氢元素，会导致该钛材在冷却过程中析出氢化物TiH,TiH一般呈现片状在晶内定向排列，使材料产生氧化物型氢脆出现回，另外，由于氢元素为间隙固溶元素，其更易于存在于晶格间隙中，在应力作用下产生氢的扩散与集中，容易引起应变失效型氢脆，需要严格控制7.8。近几年随着钛工业冶炼技术的显著提高，海绵钛中H元素在工业上可实现0.0 0 1%的较高冶炼精度，而且H元素对钛材属于可逆性元素，目2023年第5期表1不同标准中C、O、N、H 元素规定含量元素含量（质量分数，%）标准号牌号CTA1ELI0.03TA10.08TA1-10.05TA2ELI0.05GB/T3620TA2TA3ELI0.05TA30.08TA4ELI0.05TA40.08ZTi10.10GB/T15073ZTi2ZTi3C-2A.STMB367C-3前研究中采用氢处理调整钛合金的微观组织9。2氧当量计算公式确认间隙元素O、N、C 等对铸造钛材的力学性能影响比较大。谢成木等人研究发现，在不超过间隙元素上限值时，氧、氮及碳元素含量对钛材力学性能存在较大影响，特别是材料抗拉强度、屈服强度、维氏硬度随元素含量的增加而呈现近乎线性增加的关系，塑性延伸率呈现显著的降低,另外，不同元素对性能的影响作用大小依次为 N0C叫间隙元素的引人，可显著提高材料强度、降低塑性甚至可使得材料的断裂韧性、低温韧性、疲劳性能、耐蚀性、冷成形性和可焊性变差。但是,极低的O、N、C 间隙元素含量，致使材料表现偏软，抗拉强度、屈服强度及硬度较低，力学性能无法达到标准规定要求。氧、氮及碳含量对于钛材力学性能是为综合性的影响结果。因此,对钛材中的间隙元素衡量，可采用氧当量O，进行综合评价与衡量，氧当量的计算公式为:0 3=2 N+0+0.67Clo,3铸锭及铸造力学性能试棒制备在纯钛铸锭制备时，采用真空自耗电极电弧炉进行二次真空冶炼。预成型自耗电极采用海绵钛压制成块后组焊成条，在压制预成型电极块时严格按照配料单执行配料过程，依据配料单中所规定加入量及加人手法引人TiO2以调整氧当量。铸锭采用二次真空冶炼，冶炼过程中开起稳弧线圈，稳弧电流陈战考,程佳,殷莹,翟宇龙,谢霄，孙博：基于氧当量的纯钛铸件力学性能模型研究0N0.100.0120.180.030.120.030.100.030.080.250.180.350.250.400.250.100.350.100.400.100.400.100.40铸造设备与工艺要求5A6A直流且每1分钟翻转电流方向，以此调整稳弧线圈的电磁搅拌方向，实现冶炼金属材质适用对象H0.0080.0150.0030.0080.030.0150.040.0080.050.0150.050.0080.050.0150.030.0150.050.0150.050.0150.050.0150.050.015的均匀性和离心甩杂作用叫。在一次铸锭冶炼的稳定期采用7 0 0 0 A50A电流，二次铸锭冶炼的稳定期采用9 0 0 0 A50A电流源，电压需保持在2 8 V30V,弧长应保持稳定30 mm50mm，炉内真空度铸需保持在1Pa,要求熔池活跃清晰且徐徐波动,杂锭质膜具有向埚壁运动的趋势。一、二次铸锭出炉后均进行车削扒皮5mm，去除铸锭表面的氧化皮、杂质等冶金缺陷，经过扒皮处理后铸锭表面应光洁、无明显凹坑。铸锭制备完成后进行取样报检，化学成分检验合格方可进行铸造试棒的制备。铸造力学性能试棒的制备依据ASTME8M进行，铸造试验铸件棒示意如图1所示，试棒机加工如图2 所示。钛材铸造试棒在真空自耗电极凝壳炉内进行真空熔炼浇注，图1所示铸造试棒铸型采用机加工石墨型，为了避免火焰切割试棒受热而发生氧化、微观组织变化等对力学性能的影响，试验棒采用线切割将试棒进行切割，按照图2 所示进行拉伸试棒机械加工，完成机械加工后的拉伸试棒必须清理毛刺、不得弯曲、矫直，试棒表面不得具有划痕、擦伤、麻面、冷隔、裂纹、夹杂、孔洞等缺陷。d80205757213图1铸造试验棒简图145R10图2 试棒机加工简图4铸锭氧当量与铸件力学性能数据对不同化学成分的铸锭及对应铸件力学性能进行检测，统计收集了2 1组化学成分与铸态力学性能的关联数据，具体数据如表2 所示，表2 中也对2 1组铸锭化学成分的氧当量进行了计算。表2 数据表明，发现纯钛铸件力学性能随氧当57199.5$6057200160 12.50.20.8%62.50.18414020Oct.2023No5表2 铁铸锭N、O、C、O,含量及铸态力学性能数据质量分数，%屈服强度延伸率序号N10.0080.0740.00050.09033415.520.0020.17450.0190.19123507.530.0190.1510.0050.192.35483.340.0110.1820.00050.20433510.350.0080.2010.00050.2173360.0120.2190.00050.2433370.0020.240.0070.24869551.180.0120.2120.020.249 4090.0120.2110.0310.25577100.0090.2340.0060.25602493.8110.0130.2210.0170.25839120.0270.1960.0140.25938552.3130.0060.2270.0330.26111140.0050.2080.0810.272.27512.5150.0250.2250.0070.27969533.5160.0070.2790.00050.29333542.6170.0040.2620.0540.30618180.0130.2960.00050.322.33190.00040.330.0070.335 49601.1200.0160.2630.0780.34726557.3210.0210.325 0.0140.37638634.6量发生显著的变化，试棒的抗拉强度随氧当量增加而极剧提升，整体上呈现增加趋势，氧当量从0.10%增至0.37%时，抗拉强度可增约2 2 0 MPa，氧当量每增加0.0 5%，材料的抗拉强度可提升约45MPa；试棒的屈服强度随氧当量增加而显著提升，整体上呈现增加趋势，氧当量从0.10%提升至0.37%时，抗拉强度可增约2 0 0 MPa，氧当量每增加0.0 5%，抗拉强度可提升约55MPa；试棒延伸率随氧当量的增加产生急剧恶化现象，整体上呈现显著降低，氧当量从0.10%提升至0.37%时，材料的延伸率可降低约30%.由于N、0、C 在钛材中属于间隙类元素，在钛中起到显著的间隙固溶强化效应2。表2 中抗拉强度、屈服强度、延伸率随着氧当量的增加,在某些点上出现与总体趋势相反的波动现象，这是由于钛合金与其他金属材料一样，性能有较大分散度，由于铸件冷却速度存在差异，造成铸件显微组织和补缩状态不同，这种分散度可通过热等静压处理给予改善。5力学性能模型创建对表2 中2 1组数据进行回归建立模型计算，将间隙元素O、N、C 三种元素以氧当量计算法进行了综合评判,而且实际生产中也是以氧当量进行调整材料的力学性能。基于表2 中所统计的2 1组数58铸造设备与工艺据进行因变量的观测,对氧当量与材料的力学性能抗拉强度建立一元线性回归模型，即自变量氧当量与因变量0C2023年第5期03/MPa525538562504517539525550/MPa271.3420392.6436.7435456.7482.6451397416443.7476444426.5456485449460554.64795531%41.32424.321.21617.514.524.714.514.522.6181615.316.212.81515141211.8材料力学性能（抗拉强度、屈服强度及塑性延伸率）之间的线性相关关系，一元线性回归模型的数学表达为：y=a+bx,采用最小二乘法对回归模型的各系数进行计算,求解相关系数R值,具体的回归结果如图3所示。600CmE-quationAdj.R-Square550ValueStandard ErrorIntercept377.318622.7217500Slope591.833985.07304504003503002500.08a）0 当量与抗拉强度模型曲线CEquationy=a+6*x650Adj.R-SquareValueStandard ErrorIntercept246.4847600-Slope755.199.95505004504000.08b）0 当量与屈服强度模型曲线CmE-quationy=a+6*x40Adj.R-SquareValueStandard ErrorIntercept41.5102Slope89.792.613.175330-201000.08c）O 当量与延伸率模型曲线图30 当量与铸件力学性能模型图3a）0 当量0，与抗拉强度模型公式：O;=377.318 6+591.833 9x0;x100,相关系数 R=0.7032 5(1)y=a+b*x0.703.250.160.240当量0.712.5329.0019108.58680.160.240当量0.160.240当量0.320.320.703253.518.90.320.400.400.402023年第5期图3b）0 当量与屈服强度模型公式：o2=246.484 7+772.199 9x0;100,相关系数 R=0.71253(2)图3b）0 当量与延伸率模型公式：8=41.510 2-89.792 6x0;x100,相关系数 R=0.694 41(3)模型中的氧当量单位为质量百分比（wt%）图3中红色虚线之间为回归误差10%，蓝色虚线之间为回归误差2 0%.线性回归线性相关系数代表R值是线性回归分析中重要的指标,R值可以反映一个变量与另一个变量之间的关系强度,在图3中的O当量与抗拉强度、屈服强度、延伸率的相关性系数R值分别为为0.7 0 32 5、0.7 12 53及0.6 9 441，表明氧当量与纯钛的抗拉强度、屈服强度、延伸率的线性相关性较强。6力学性能模型实际应用基于对表2 中2 1组数据进行线回归建立模型计算,求解出氧当量与材料力学性能（抗拉强度、屈服强度及塑性延伸率)之间的力学模型，对上述求解出的数学模型公式进行了实际验证。针对三组铸锭成分、铸造力学性能进行了实际测定，同时利用上述氧当量与材料力学性能之间的力学模型公式进行了计算，得出实际材料的氧当量、力学性能及计算力学性能数据如表3所示。通过表3可以看出建立力学模型的抗拉强度、屈服强度的预测精度较高,其预测误差 10%，材料延伸率的预测偏差量也极小。通过实际验证发现所建立的基于氧当量纯钛力学性能模型具有较高预测精度，能够对工业生产中的纯钛铸锭冶炼、铸件生产提供可靠的指导作用。为了说明所建立的力学模型实际意义及重要作用，采用两个实例应用作出说明。6.1示例一某客户对纯钛铸件力学性能提出特殊要求，铸件化学成分满足ASTMB367C-2成分要求，但是铸陈战考，程佳,殷莹，翟宇龙,谢霄,孙博：基于氧当量的纯钛铸件力学性能模型研究铸造设备与工艺件的抗拉强度540 MPa、屈服强度47 0 MPa、塑性延伸率12%，此时该力学性能已大幅超过ASTMB367中要求的抗拉强度345MPa、屈服强度2 7 5 MPa、塑性延伸率15%力学性能指标要求，此时对该纯钛铸锭的制备就提出了特殊要求，此时利用本文所建立的力学模型进行预测，可计算出满足上述特殊要求铸锭的0 3应为0.2 9 0 0 30.325，再通过铸锭的精确配料和二次真空冶炼，便可使纯钛铸件满足上述特殊要求。6.2示例二某稀有金属材料公司拟对ASTMB367中C-3成分铸件的铸锭进行大量储备，由于海绵钛的批号数量较多，各批次海绵钛的成分差异较大，若按照海绵钛批次号进行配料，则配料单数量过多，铸锭制备时操作繁琐，对于此种情况，首先可利用所建立的力学模型预测氧当量的安全区间，通过计算所得的安全区对所有批次海绵钛进行引入TiO,的上下限进行核算，然后求解出所有批号海绵钛的二氧化钛添加量区间，并对所有批号海绵钛二氧化钛的添加量区间求重叠域，此时便可将所有不同批号的海绵钛进行整体混料，在上述所求解出的二氧化钛的添加量重叠区中可任取点进行配料，再通过二次真空冶炼钛铸锭，便可使上述情况实现生产过程简化和铸锭质量的高效把控。示例二中的情况要想实现铸锭成分的高效把控，最为基本的前提条件是，每一批次海绵钛的成分必须精准无误，不然存在整批料废的可能性，对于真空冶炼钛铸锭经验较少的厂家不推荐使用。7结论间隙元素O、N、C 等对纯钛力学性能影响较大，可采用氧当量进行综合评价。氧当量与材料力学性能的关键可通过氧当量与材料力学性能之间的线性相关关系予以衡量,相关性系数R=0.7左右。氧当量与材料力学性能建立本构模型公式为：表3铸锭N、0、C、O，含量及实测、计算力学性能质量分数，%序号N10.00720.00730.013抗拉强度/MPa0C0.1960.0050.213.350.2670.0130.289.710.2660.0270.310 09屈服强度/MPa03实测计算偏差实测计算偏差实测计算偏差537503.5542.6548.7571560.8延伸率/%-33.5488+6.1485-10.2473.3412470486-76-15+12.71912.813.3(下转第7 2 页）5922.315.513.6+3.3+2.7+0.3Oct.2023No532 Zhang S,Liu W C,Gu X Y,et al.Effect of solid solution andaging treatments on the microstructures evolution and mechani-cal properties of Mg-14Gd-3Y-1.8Zn-0.5Zr alloy J.Journalof Alloys and Compounds,2013,557:91-97.33 Rong W,Wu Y J,Zhang Y,et al.Characterization and strength-ening effects of precipitates in a high-strength casting Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr（w t.%）a l l o y J.M a t e r i a l s C h a r a c t e r i z a t i o n,2017,126:1-9.34 Yamada K,Hoshikawa H,Maki S,et al.Enhanced age-harden-ing and formation of plate precipitates in Mg-Gd-Ag alloys J.Scripta Materialia,2009,61(6):636-639.35 Zheng J K,Zhu C Y,Li Z,et al.On 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