鄧肯 李欣 楊偉 李軻

(1.中國(guó)第二重型機(jī)械集團(tuán)德陽(yáng)萬(wàn)航模鍛有限責(zé)任公司，四川 德陽(yáng) 618000；2.四川工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院材料工程系，四川 德陽(yáng) 618000)

鈦及鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐蝕性能好、耐熱性能優(yōu)良等一系列特性，從而獲得廣泛的應(yīng)用[1]。TC6合金作為能在450℃長(zhǎng)時(shí)使用的高溫鈦合金，主要用來(lái)制作航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤(pán)和葉片等，是Ti-Al-Mo-Cr-Fe-Si系鈦合金，屬于可熱處理強(qiáng)化的馬氏體型α+β兩相合金。在TC6合金中，Al元素可以穩(wěn)定、強(qiáng)化α相，同時(shí)降低合金密度；Mo元素是β相的穩(wěn)定劑，促進(jìn)塑性較好的β相在熱加工過(guò)程中的形成，與Si元素同時(shí)添加，可提高合金的強(qiáng)度。Cr、Si和Fe元素可以形成共析體而強(qiáng)化α和β相，從而提高合金的強(qiáng)度和中溫下的熱強(qiáng)性[2]。TC6合金雖得到廣泛應(yīng)用，但其在長(zhǎng)時(shí)間高溫環(huán)境下工作會(huì)析出Ti3Al、TiCr2、TixSiy等脆性相，導(dǎo)致熱穩(wěn)定性下降。此外，TC6合金的帶預(yù)制裂紋的沖擊韌度(KCT)偏低，被認(rèn)為是影響結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性的因素[3]。本文針對(duì)TC6合金KCT偏低的情況，探討了等溫退火溫度對(duì)TC6合金拉伸性能和KCT的影響，研究合金組織、力學(xué)性能的變化，分析溫度變化對(duì)合金組織、性能的影響機(jī)理。

1 試驗(yàn)方法

淬火金相法測(cè)得TC6棒材β相轉(zhuǎn)變溫度為981℃，合金實(shí)測(cè)化學(xué)成分見(jiàn)表1。在?300mm的TC6棒材D/4處取弦向試樣，以保證所有試樣原始組織一致，取樣圖見(jiàn)圖1。將試樣切取后進(jìn)行熱處理，熱處理制度見(jiàn)表2。等溫退火采用第一階段保溫結(jié)束后轉(zhuǎn)爐至第二階段溫度爐進(jìn)行保溫，轉(zhuǎn)爐時(shí)間為2 min，第二階段保溫結(jié)束后出爐空冷。按GB/T 228.1進(jìn)行拉伸測(cè)試，按標(biāo)準(zhǔn)ГОСТ9454進(jìn)行KCT試驗(yàn)，觀察顯微組織變化。

表1 TC6合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 取樣示意圖

表2 TC6合金的熱處理制度

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2是合金未熱處理的鍛態(tài)組織，主要由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，其中初生α含量為52.8%，尺寸為8.67 μm，是經(jīng)過(guò)α+β區(qū)充分轉(zhuǎn)變的等軸組織。不同的熱處理制度下，合金的金相組織如圖3所示，與鍛態(tài)組織相比，各相的含量和形態(tài)均發(fā)生了明顯的變化。第二階段溫度不變時(shí)，隨著第一階段溫度的下降，初生α相含量逐漸增加，尺寸增加。在950℃時(shí)初生α相含量為14.8%，當(dāng)溫度降至870℃時(shí)含量增加至45.7%；尺寸則由6.41 μm增加至8.59 μm，如圖4所示。

圖2 合金的鍛態(tài)組織

(a)方案A (b)方案B

(a)α相含量

對(duì)比方案A～方案D，第一階段溫度為950℃(方案A)的顯微組織，β轉(zhuǎn)變組織有明顯的長(zhǎng)條狀且較寬的次生α相析出。第一階段溫度為920℃和900℃(方案B、方案C)的顯微組織中，β轉(zhuǎn)變組織有細(xì)小的條狀次生α相、彌散α顆粒析出。第一階段溫度為870℃(方案D)的顯微組織中，β轉(zhuǎn)變組織幾乎只有彌散α顆粒析出?？梢钥吹诫S著第一階段溫度降低，彌散α顆粒析出逐漸增加，這是因?yàn)樵谵D(zhuǎn)爐過(guò)程中(2 min相當(dāng)于空冷)空冷冷卻不同導(dǎo)致的。從950℃高溫空冷時(shí)，β相不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，而是按一定方位析出集束α相，并且在冷卻過(guò)程中這些α條還會(huì)長(zhǎng)大，從而形成粗α條+相間β的轉(zhuǎn)變組織[4]。在900℃中溫空冷的β轉(zhuǎn)變組織中主要是條狀的α相析出和穩(wěn)定保留β相，這種β相經(jīng)過(guò)第二階段溫度處理后又析出彌散狀的α相。隨著加熱溫度的下降會(huì)使保留β相增多[4]。在更低溫度下空冷時(shí)，轉(zhuǎn)變組織中則以保留β相為主了，此時(shí)的β相中含有較高濃度的β穩(wěn)定元素，其穩(wěn)定性很好，所以冷速較慢也難以促使其發(fā)生β→α的轉(zhuǎn)變[4]。只有在經(jīng)過(guò)一定的第二階段溫度處理后才能產(chǎn)生彌散狀的α相析出，從而形成由少量α條+大量彌散α顆粒組成的β轉(zhuǎn)變組織。

2.2 室溫拉伸

第一階段溫度發(fā)生變化時(shí)，室溫拉伸性能如圖5所示，由圖中可以看出，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨著第一階段溫度的降低，而逐漸增加，而斷后伸長(zhǎng)率在第一階段溫度低于900℃時(shí)略有下降。

(a)抗拉強(qiáng)度Rm

當(dāng)?shù)谝浑A段溫度不變，第二階段溫度從560℃升高到600℃時(shí)，隨著溫度升高，α相的聚集程度變高，抗拉強(qiáng)度降低，斷后伸長(zhǎng)率小幅升高，斷面收縮率無(wú)明顯變化，如圖6所示。元素?cái)U(kuò)散加劇，可以觀察到初生α相的集聚長(zhǎng)大[5]。初生α相的等效直徑由8 μm升高至8.59 μm。

(a)抗拉強(qiáng)度Rm

2.3 室溫KCT

圖7所示為不同熱處理制度下，合金的KCT性能，每個(gè)溫度點(diǎn)測(cè)試2個(gè)數(shù)值。由圖中可以看出隨著第一階段溫度的降低，沖擊韌度呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)。結(jié)合金相組織，當(dāng)?shù)诙A段溫度相同，第一階段溫度發(fā)生變化時(shí)，隨著溫度的降低，β轉(zhuǎn)組織的含量降低，同時(shí)β轉(zhuǎn)變組織中的α相由950℃中的長(zhǎng)條狀轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬ⅵ令w粒。有研究表明：裂紋在β轉(zhuǎn)變組織中的片狀組織中的運(yùn)動(dòng)方向的改變比在球狀組織中更頻繁，裂紋分叉形成了次生裂紋，這些過(guò)程的結(jié)果使裂紋的總長(zhǎng)度增加，需要對(duì)更多的金屬體積塑性變形做功[6]。因此當(dāng)β轉(zhuǎn)變組織中的片狀次生α相含量增加時(shí)，有利于KCT的提升?？梢钥闯霎?dāng)?shù)谝浑A段溫度不變，隨著第二階段溫度從560℃升高至600℃，KCT略有下降。

(a)第一階段

3 結(jié)論

(1)在α+β區(qū)進(jìn)行熱處理通常不改變?cè)讦?β區(qū)變形時(shí)形成的組織特征，只有當(dāng)加熱到非常接近于Tβ溫度時(shí)才會(huì)發(fā)生組織類(lèi)型的顯著變化，主要反映在球狀的初生α相和β相轉(zhuǎn)變組織之間相對(duì)含量的變化上，初生α相含量隨著第一階段溫度的升高而減少，等效直徑會(huì)減小。

(2)隨著第一階段溫度的下降，初生α相含量與等效直徑的增加，引起室溫拉伸強(qiáng)度的增加。沖擊韌度KCT值下降。而斷后伸長(zhǎng)率在第一階段溫度低于900℃時(shí)略有下降。

(3)隨著第二階段溫度的升高，室溫拉伸強(qiáng)度逐漸降低。