歐笑笑，傅 開，蔡?hào)|穎，宋蕊池，段曉輝，王麗瑛，周 娜

（寶雞鈦業(yè)股份有限公司，陜西 寶雞 721014）

TC6 鈦合金是一種綜合性能良好的馬氏體型（α+β）兩相鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-1.5Cr-2.5Mo-0.5Fe-0.3Si。該合金主要用于制造飛機(jī)壓氣機(jī)葉片、渦輪盤等重要零部件和一些承力構(gòu)件，可以在400-450℃的條件下長期工作，具有很廣泛的應(yīng)用前景。TC6 鈦合金中含有α 穩(wěn)定元素Al、同晶形β 元素Mo 和共晶形β 元素Cr、Fe 和Si，可通過熱處理有效強(qiáng)化和提高合金的力學(xué)性能[1，2]。

目前，TC6 鈦合金熱處理方式主要有普通退火和等溫退火兩種，等溫退火高溫區(qū)冷卻過程又分為隨爐冷卻和轉(zhuǎn)爐冷卻兩種方式。本文主要研究等溫退火中的隨爐冷卻和轉(zhuǎn)爐冷卻兩種方式，以及轉(zhuǎn)爐時(shí)間對其顯微組織、室溫及高溫性能的影響，從而進(jìn)一步明確熱處理制度對TC6 鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，以便為實(shí)際生產(chǎn)提供更多數(shù)據(jù)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用經(jīng)三次VAR（真空自耗）熔煉的Ф720mm 的TC6 鈦合金鑄錠，其化學(xué)成分如表1 所示。經(jīng)金相法測定，本次實(shí)驗(yàn)用TC6 鈦合金棒材的β 轉(zhuǎn)變溫度為981℃。

表1 TC6 鈦合金鑄錠的化學(xué)成分（wt%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

鑄錠在加熱保溫后，經(jīng)開坯鍛造和多火次中間鍛造，最終經(jīng)機(jī)加后得到Ф150mm 成品棒材。棒材熱鍛態(tài)的顯微組織如圖1所示?？梢钥闯觯琓C6 鈦合金棒材熱鍛態(tài)的組織為典型的等軸組織，在β 基體上均勻的分布著顆粒狀或短棒狀的初生α 相，晶內(nèi)存在少量的次生α 析出相。本次實(shí)驗(yàn)選用6 種不同的熱處理方式對試樣進(jìn)行熱處理，具體熱處理制度見表2。

圖1 TC6 鈦合金棒材的R（熱鍛）態(tài)顯微組織

表2 TC6 鈦合金棒材等溫退火工藝

試樣坯經(jīng)上表6 種方案熱處理之后，分別對其顯微組織、室溫拉伸及高溫拉伸性能進(jìn)行檢測，分析和研究不同的熱處理制度對TC6 鈦合金棒材顯微組織和力學(xué)性能的影響。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱處理制度對顯微組織的影響

經(jīng)表2 所列的6 種熱處理制度處理后，棒材的顯微組織如圖2 所示?？梢钥闯觯?jīng)幾種方案熱處理后，棒材的顯微組織仍然為等軸組織，只是在相的比例和形態(tài)上具有一定的差異。其中，圖2a）較其他圖的α 相含量明顯偏多，即隨爐冷和轉(zhuǎn)爐冷兩種方式相比，隨爐冷后組織中的α 相要多于轉(zhuǎn)爐冷的α 相含量。分析后認(rèn)為，這是因?yàn)殡S爐冷的過程冷卻速度極為緩慢，致使整個(gè)冷卻時(shí)間較長，在緩慢的冷卻過程中，棒材中的次生α相析出較多，并在緩慢的冷卻過程中不斷的增厚長大，甚至存在部分次生α 相相互融合球化的現(xiàn)象。因此，從顯微組織上是增加了α 相的總含量。而轉(zhuǎn)爐冷卻時(shí)，因?yàn)槭侵苯訉⒃嚇臃湃氲蜏貭t中，相比隨爐冷過程，在第一重?zé)崽幚砗筠D(zhuǎn)爐冷卻的速度快、時(shí)間短，轉(zhuǎn)爐后組織中的次生α 相析出和長大增厚的時(shí)間均有限，次生α 相仍為層片狀，因此，顯微組織看起來與熱鍛態(tài)的差異不大。

對比圖2b）～f）可以看出，等溫退火的轉(zhuǎn)爐時(shí)間對顯微組織形貌有一定的影響。當(dāng)轉(zhuǎn)爐時(shí)間為30s 時(shí)，初生α 含量幾乎與鍛態(tài)相當(dāng)，但原β 基體上析出較多的次生α 相發(fā)生了明顯的溶解現(xiàn)象，因轉(zhuǎn)爐時(shí)間較快，冷卻過程較短，因此組織中未析出大量次生α 相，具體見圖2b）；當(dāng)轉(zhuǎn)爐時(shí)間為2min 時(shí)，初生α 與鍛態(tài)相比較含量略有減少，β 基體上析出大量針狀的次生α 相，具體見圖2c）。分析認(rèn)為，此時(shí)相當(dāng)于2min 的空冷過程，冷卻速度較快，形成了亞穩(wěn)定的β 相，試樣坯在未完全冷卻的過程中又再次被加熱，相當(dāng)于增加了第一重?zé)崽幚淼睦鋮s過程，在后續(xù)的低溫時(shí)效過程中亞穩(wěn)定的β 相發(fā)生溶解，析出針狀的次生相，α 含量有所降低。但當(dāng)轉(zhuǎn)爐時(shí)間為5min 時(shí)，由于第一重?zé)崽幚砗蟮脑嚇踊疽呀?jīng)完全冷卻，且試樣坯的冷卻速度較快，因此β 基體上未發(fā)現(xiàn)明顯的析出α相。此時(shí)再延長轉(zhuǎn)爐時(shí)間也對組織形貌無較大影響，具體見圖2d）、e）和f）。

圖2 不同熱處理后的TC6 鈦合金棒材的顯微組織

2.2 熱處理制度對力學(xué)性能的影響

一般情況下，α 與β 的比例、α 相的形貌和大小決定著合金的性能[3]。由圖3 可以看出，隨爐冷a)、轉(zhuǎn)爐冷b)兩種熱處理方式相比而言，轉(zhuǎn)爐冷卻后強(qiáng)度增加，塑性差異不大。由于隨爐冷卻時(shí)，β 相中的次生相的析出較多，初生α 相的含量較高，次生α 相片層較厚，合金的強(qiáng)度主要取決于α 和β 兩相的晶粒大小，所以強(qiáng)度較低。而轉(zhuǎn)爐冷卻時(shí)的初生α 相含量雖與隨爐冷卻的相當(dāng)，但由于冷卻速度快，次生α 相析出較少，層片較薄，使合金得到強(qiáng)化[4]；而等軸狀的α 相可以協(xié)調(diào)金屬變形，提高塑性[5]。因此雖然強(qiáng)度增加，但其塑性并未發(fā)生較大改變。

隨著轉(zhuǎn)爐時(shí)間的延長，棒材強(qiáng)度會(huì)先增強(qiáng)后降低，延伸率會(huì)先降低后增加。在轉(zhuǎn)爐時(shí)間為5min 時(shí)室溫強(qiáng)度和400℃高溫強(qiáng)度均達(dá)到峰值，具體見圖3。之后隨著轉(zhuǎn)爐時(shí)間的延長，強(qiáng)度逐漸減小，延伸率逐漸增加，達(dá)到一定程度后不再改變。轉(zhuǎn)爐過程相當(dāng)于在等溫退火時(shí)有了一定時(shí)間的空冷，由于此時(shí)冷卻速度較快，在這一過程中會(huì)形成亞穩(wěn)定的β 相。當(dāng)轉(zhuǎn)爐的時(shí)間較短時(shí)，亞穩(wěn)定的β 相含量較少，在后續(xù)的低溫時(shí)效過程中亞穩(wěn)定的β 相會(huì)發(fā)生溶解，析出次生相，合金得到強(qiáng)化；但隨著空冷時(shí)間的進(jìn)一步延長，亞穩(wěn)定的β 相含量增加，時(shí)效過程中先溶解的次生相晶粒會(huì)逐漸長大，使合金的抗拉強(qiáng)度有所降低，延伸率有所增加，但此時(shí)強(qiáng)度仍然大于隨爐冷卻時(shí)的強(qiáng)度。

圖3 不同退火制度后的力學(xué)性能對比

3 結(jié)論

（1）TC6 鈦合金在等溫退火時(shí)，爐冷后析出的次生α 相片層較厚，轉(zhuǎn)爐后析出的次生α 相為短棒狀和等軸狀。

（2）棒材等溫退火時(shí)，轉(zhuǎn)爐相比爐冷的室溫及高溫抗拉強(qiáng)度提高，延伸率有所降低。

（3）隨著轉(zhuǎn)爐過程時(shí)間的延長，合金的抗拉強(qiáng)度先升高后降低，延伸率先降低后升高，在轉(zhuǎn)爐時(shí)間為5 分鐘時(shí)，合金有較好的強(qiáng)度與塑性的匹配。