李雪飛，黃利軍，黃 旭，張明杰

(北京航空材料研究院，北京 100095)

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(wú)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φ330 mm TB6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。

表1 TB6鈦合金鑄錠化學(xué)成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of TB6 titanium alloy ingot

采用2000T快鍛機(jī)對(duì)鑄錠進(jìn)行開坯、改鍛，最后鍛造成φ320 mm的棒材。在同一根棒材上截取2件尺寸為75 mm×160 mm×180 mm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。

圖1 TB6鈦合金棒材的原始組織Fig.1 Original microstructure of TB6 titanium alloy bar

將TB6鈦合金方形棒材和模具加熱至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30 min，然后進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度在510～560 ℃，保溫8 h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2 h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2 方形棒材等溫鍛造變形示意圖Fig.2 The deformation diagram of square bar during isothermal forging

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)?#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3 TB6鈦合金方棒鍛后水淬及鍛后空冷態(tài)的顯微組織Fig.3 Microstructures of TB6 titanium alloy square bar in water quenching(a) and air cooling(b) after forging

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。

圖4 1#和2#鍛件時(shí)效后的顯微組織Fig.4 Microstructures of 1# forging(a) and 2# forging(b) after aging

2.2 力學(xué)性能分析

表2為TB6鈦合金方棒經(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1 200 MPa級(jí)別，橫向抗拉強(qiáng)度都為1 150 MPa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2 TB6鈦合金方棒經(jīng)熱處理后的拉伸性能

Table 2 Tensile properties of TB6 titanium alloy square bar after heat treatment

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

表3 1#和2#鍛件時(shí)效后的平面應(yīng)變斷裂韌度

Table 3 Plane-strain fracture toughness of 1# forging and 2# forging after aging

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(wú)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)?？捎玫葴劐懺旌笾苯铀?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。