隨著現(xiàn)代飛機(jī)和武器裝備對(duì)材料性能要求的不斷提升， 傳統(tǒng)鋼材已經(jīng)無法滿足其使用要求。 鈦合金具有高的比強(qiáng)度、優(yōu)良的耐蝕性、良好的高溫性能等一系列優(yōu)點(diǎn)， 已被越來越多的應(yīng)用于航空航天、武器裝備等領(lǐng)域[1－3] 。

TB6鈦合金(Ti-10V-2Fe-3Al)是一種典型的近β型鈦合金[４，5] ， 具有高強(qiáng)度、高斷裂韌性、深淬透性和強(qiáng)抗應(yīng)力腐蝕能力等特點(diǎn)， 在航空工業(yè)中得到廣泛應(yīng)用。 此外， 該合金還具有相變點(diǎn)低、鍛造溫度低和流動(dòng)應(yīng)力低等優(yōu)點(diǎn)， 相比其他牌號(hào)的高強(qiáng)鈦合金更容易鍛造成形[６ －９] ， 更適宜采用等溫鍛造。 經(jīng)鍛造后的TB6鈦合金在制成零件前， 需要根據(jù)零件性能要求進(jìn)行固溶和時(shí)效處理。 實(shí)際生產(chǎn)中， 鈦合 金鍛件鍛造完成后需要空冷至室溫再進(jìn)行固溶和時(shí)效， 而固溶溫度和等溫鍛造的鍛造溫度相近， 因此，本研究將等溫鍛造完成后的TB6鈦合金直接進(jìn)行水淬＋時(shí)效處理， 并與鍛造完成后空冷至室溫再進(jìn)行固溶＋ 時(shí)效處理的鍛件性能進(jìn)行對(duì)比， 研究等溫鍛造后熱處理工藝對(duì)TB6鈦合金組織與性能的影響，以期為后續(xù)熱處理工藝改進(jìn)提供參考。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料取自北京航空材料研究院鈦合金研究所熔煉的φ330mmTB6鈦合金鑄錠。 該鑄錠以海綿鈦和中間合金為原料， 經(jīng)過3次真空自耗熔煉而成，其β相變點(diǎn)為790℃， 化學(xué)成分見表１。

采用3000Ｔ快鍛機(jī)對(duì)鑄錠進(jìn)行開坯、改鍛， 最后鍛造成?320mm的棒材。 在同一根棒材上截取2件尺寸為75mm×160mm×180mm的方形棒材(軸向?yàn)殄憠悍较?。 圖１ 為TB6鈦合金方形棒材的原始組織。 可以看出， 該棒材組織的β基體上均勻分布著等軸初生α相， 為等軸組織。

將TB6鈦合金棒材和模具加熱至Ｔβ－30 ℃，在ＹＨ-１000 等溫鍛壓機(jī)上以一定速度進(jìn)行等溫模鍛，2支棒材的鍛壓變形量均為50％。 第1支棒材鍛造完成后直接水淬， 在水中靜置30min， 然后進(jìn)行時(shí)效處理， 時(shí)效溫度在510 ~560℃， 保溫８ｈ后空冷，該鍛件標(biāo)記為１^＃； 第2 支棒材鍛造完成后空冷， 然后進(jìn)行固溶和時(shí)效處理， 固溶溫度為Ｔβ－30 ℃， 保溫2h后水淬， 時(shí)效制度與１^＃ 鍛件相同， 該鍛件標(biāo)記為2^＃。 分別從水淬后的１^＃鍛件和空冷后的2^＃鍛件上截取金相試樣， 采用Ｃａｍｓｃａｎ￣3１00 掃描電鏡對(duì)顯微組織進(jìn)行觀察對(duì)比； 2支鍛件時(shí)效后也分別截取金相試樣， 分析熱處理工藝對(duì)組織的影響。 采用英斯特朗電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)熱處理后的１^＃和2^＃ 鍛件橫、縱向拉伸性能及平面應(yīng)變斷裂韌度進(jìn)行測(cè)試。

2、結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

方形棒材的等溫鍛造變形過程等同于棒材的單向壓縮過程， 棒材變形過程中主要有3個(gè)變形區(qū)[１0] ，分別為變形死區(qū)、大變形區(qū)和自由變形區(qū)， 如圖2所示。 與上模、下模接觸的部分為Ⅰ區(qū)， 該區(qū)域金屬變形時(shí)與模具產(chǎn)生橫向摩擦， 摩擦力阻礙金屬的橫向流動(dòng)， 該區(qū)變形量小， 屬于變形死區(qū)， 其組織與原始組織差別不大； 棒材的心部為Ⅱ區(qū)， 金屬受壓過程， 心部的金屬流動(dòng)受上模、下模約束， 所以金屬橫向向外擴(kuò)展， 橫截面面積增大， 材料變形量大， 有利于組織的演變， 該區(qū)屬于大變形區(qū)； 棒材的外緣部分為Ⅲ區(qū)， 外緣金屬受到心部金屬的向外擠壓力， 橫向向外擴(kuò)展變形產(chǎn)生鼓肚， 變形量介于變形死區(qū)和大變形區(qū)之間， 該區(qū)屬于自由變形區(qū)。

為便于組織觀察， 所有金相試樣均取自自由變形區(qū)。

圖3 為TB6鈦合金方棒鍛后水淬及鍛后空冷態(tài)的顯微組織。 從圖3 可知， １^＃ 鍛件鍛后直接水淬，其組織中晶粒存在明顯的邊界， β基體上沒有形成感生α相。 這主要是因?yàn)椋?sup>＃ 鍛件在等溫鍛造過程產(chǎn)生大量的位錯(cuò)， 生成高的畸變能， 并且在變形過程中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶， 使晶粒得到細(xì)化。 雖然位錯(cuò)有利于合金元素?cái)U(kuò)散， 但水淬快速冷卻致使合金元素來不及進(jìn)行重新分布， 所以β基體上沒有感生α相析出。

2^＃鍛件鍛后空冷， β基體上有感生α相形成， 晶粒沒有明顯的邊界。 這主要是由于空冷冷卻速度較慢，合金元素有足夠的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散， 所以β基體上析出了感生α相。

圖４ 為１^＃ 和2^＃ 鍛件時(shí)效后的顯微組織。 從圖４可知， １^＃鍛件經(jīng)時(shí)效后β基體上析出混亂交織的次生α相， 2^＃鍛件經(jīng)時(shí)效后析出的次生α相具有明顯的方向性。

2.2 力學(xué)性能分析

表2 為TB6鈦合金棒經(jīng)熱處理后的橫、縱向拉伸性能。 由表2數(shù)據(jù)可知， 經(jīng)不同工藝熱處理后的１^＃和2^＃鍛件的拉伸性能差異不大， 都屬于高強(qiáng)度級(jí)別， 其中縱向抗拉強(qiáng)度都為1200MPa級(jí)別， 橫向抗拉強(qiáng)度都為1150MPa 級(jí)別， 塑性水平相當(dāng)。

材料的力學(xué)性能由顯微組織決定。 TB6鈦合金方棒經(jīng)不同工藝熱處理后得到的拉伸力學(xué)性能相當(dāng)， 這主要是因?yàn)槠浣M織中初生α相的含量和尺寸、次生α相的含量和尺寸基本相同。

表3 為１^＃和2^＃鍛件時(shí)效后的平面應(yīng)變斷裂韌度。

由表3 可知， １^＃鍛件的平面應(yīng)變斷裂韌度明顯高于2^＃鍛件， 這主要是由于熱處理工藝不同析出相的形 態(tài)和分布不同所致。 １^＃鍛件鍛后水淬過程有形變熱處理的作用， 形變熱處理能夠細(xì)化微觀組織，且水 淬時(shí)的快速冷卻能夠提高過冷度， 增加形核的質(zhì)點(diǎn)， 同時(shí)快速冷卻可抑制變形時(shí)產(chǎn)生的畸變能釋放，為后續(xù)的時(shí)效相變提供驅(qū)動(dòng)力， 為馬氏體向條 狀α相轉(zhuǎn)變提供大量的結(jié)晶核心， 改變?chǔ)料嗟奈龀鰴C(jī)制， 從而得到混亂交織的次生α相[１１] 。 2^＃ 鍛件鍛后空冷， 冷卻速度緩慢， 材料有足夠的時(shí)間對(duì)產(chǎn)生的畸變能進(jìn)行釋放， 因此β基體上析出短棒狀的感生α相， 并在后續(xù)的時(shí)效過程析出次生α相。 析出的感生α相和次生α相生長(zhǎng)時(shí)都具有擇優(yōu)取向，排布具有一定的方向性。 平面應(yīng)變斷裂韌度值與析出相的形貌和排布方式有密切的關(guān)系， 析出相混亂交織， 能夠阻礙裂紋的擴(kuò)展， 材料斷裂需要消耗更多的能量， 所以１^＃鍛件的平面應(yīng)變斷裂韌度高于2^＃鍛件。

綜上所述， TB6鈦合金等溫鍛造后， 采用直接水淬＋ 時(shí)效的工藝制度替代空冷至室溫再進(jìn)行固溶＋時(shí)效的工藝制度， 不僅能夠縮短熱處理周期， 而且能夠提高合金的斷裂韌性。

3、結(jié)論

(1)TB6鈦合金等溫鍛后空冷， β基體上有感生α相生成； 等溫鍛后水淬， β基體上無感生α相生成。

(2) TB6鈦合金等溫鍛后直接水淬＋ 時(shí)效析出的次生α相比鍛后空冷至室溫再進(jìn)行固溶＋ 時(shí)效析出的次生α相更加混亂， 具有更高的平面應(yīng)變斷裂韌度。

(3)TB6鈦合金等溫鍛后水淬＋ 時(shí)效， 其強(qiáng)度和塑性與等溫鍛后空冷再經(jīng)固溶＋ 時(shí)效的水平相當(dāng)。

可用等溫鍛造后直接水淬＋ 時(shí)效的工藝制度替代空冷至室溫再進(jìn)行固溶＋ 時(shí)效的工藝制度。

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