隨著現代飛機和武器裝備對材料性能要求的不斷提升， 傳統鋼材已經無法滿足其使用要求。 鈦合金具有高的比強度、優良的耐蝕性、良好的高溫性能等一系列優點， 已被越來越多的應用于航空航天、武器裝備等領域[1－3] 。

TB6鈦合金(Ti-10V-2Fe-3Al)是一種典型的近β型鈦合金[４，5] ， 具有高強度、高斷裂韌性、深淬透性和強抗應力腐蝕能力等特點， 在航空工業中得到廣泛應用。 此外， 該合金還具有相變點低、鍛造溫度低和流動應力低等優點， 相比其他牌號的高強鈦合金更容易鍛造成形[６ －９] ， 更適宜采用等溫鍛造。 經鍛造后的TB6鈦合金在制成零件前， 需要根據零件性能要求進行固溶和時效處理。 實際生產中， 鈦合 金鍛件鍛造完成后需要空冷至室溫再進行固溶和時效， 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鈦合金直接進行水淬＋時效處理， 并與鍛造完成后空冷至室溫再進行固溶＋ 時效處理的鍛件性能進行對比， 研究等溫鍛造后熱處理工藝對TB6鈦合金組織與性能的影響，以期為后續熱處理工藝改進提供參考。

1、實驗

實驗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， 經過3次真空自耗熔煉而成，其β相變點為790℃， 化學成分見表１。

采用3000Ｔ快鍛機對鑄錠進行開坯、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(軸向為鍛壓方向)。 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 等溫鍛壓機上以一定速度進行等溫模鍛，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， 然后進行時效處理， 時效溫度在510 ~560℃， 保溫８ｈ后空冷，該鍛件標記為１^＃； 第2 支棒材鍛造完成后空冷， 然后進行固溶和時效處理， 固溶溫度為Ｔβ－30 ℃， 保溫2h后水淬， 時效制度與１^＃ 鍛件相同， 該鍛件標記為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 掃描電鏡對顯微組織進行觀察對比； 2支鍛件時效后也分別截取金相試樣， 分析熱處理工藝對組織的影響。 采用英斯特朗電子萬能試驗機分別對熱處理后的１^＃和2^＃ 鍛件橫、縱向拉伸性能及平面應變斷裂韌度進行測試。

2、結果與分析

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個變形區[１0] ，分別為變形死區、大變形區和自由變形區， 如圖2所示。 與上模、下模接觸的部分為Ⅰ區， 該區域金屬變形時與模具產生橫向摩擦， 摩擦力阻礙金屬的橫向流動， 該區變形量小， 屬于變形死區， 其組織與原始組織差別不大； 棒材的心部為Ⅱ區， 金屬受壓過程， 心部的金屬流動受上模、下模約束， 所以金屬橫向向外擴展， 橫截面面積增大， 材料變形量大， 有利于組織的演變， 該區屬于大變形區； 棒材的外緣部分為Ⅲ區， 外緣金屬受到心部金屬的向外擠壓力， 橫向向外擴展變形產生鼓肚， 變形量介于變形死區和大變形區之間， 該區屬于自由變形區。

為便于組織觀察， 所有金相試樣均取自自由變形區。

圖3 為TB6鈦合金方棒鍛后水淬及鍛后空冷態的顯微組織。 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。 這主要是因為１^＃ 鍛件在等溫鍛造過程產生大量的位錯， 生成高的畸變能， 并且在變形過程中發生動態再結晶， 使晶粒得到細化。 雖然位錯有利于合金元素擴散， 但水淬快速冷卻致使合金元素來不及進行重新分布， 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間進行擴散， 所以β基體上析出了感生α相。

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

2.2 力學性能分析

表2 為TB6鈦合金棒經熱處理后的橫、縱向拉伸性能。 由表2數據可知， 經不同工藝熱處理后的１^＃和2^＃鍛件的拉伸性能差異不大， 都屬于高強度級別， 其中縱向抗拉強度都為1200MPa級別， 橫向抗拉強度都為1150MPa 級別， 塑性水平相當。

材料的力學性能由顯微組織決定。 TB6鈦合金方棒經不同工藝熱處理后得到的拉伸力學性能相當， 這主要是因為其組織中初生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^＃鍛件時效后的平面應變斷裂韌度。

由表3 可知， １^＃鍛件的平面應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， 形變熱處理能夠細化微觀組織，且水 淬時的快速冷卻能夠提高過冷度， 增加形核的質點， 同時快速冷卻可抑制變形時產生的畸變能釋放，為后續的時效相變提供驅動力， 為馬氏體向條 狀α相轉變提供大量的結晶核心， 改變α相的析出機制， 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， 材料有足夠的時間對產生的畸變能進行釋放， 因此β基體上析出短棒狀的感生α相， 并在后續的時效過程析出次生α相。 析出的感生α相和次生α相生長時都具有擇優取向，排布具有一定的方向性。 平面應變斷裂韌度值與析出相的形貌和排布方式有密切的關系， 析出相混亂交織， 能夠阻礙裂紋的擴展， 材料斷裂需要消耗更多的能量， 所以１^＃鍛件的平面應變斷裂韌度高于2^＃鍛件。

綜上所述， TB6鈦合金等溫鍛造后， 采用直接水淬＋ 時效的工藝制度替代空冷至室溫再進行固溶＋時效的工藝制度， 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＋ 時效析出的次生α相比鍛后空冷至室溫再進行固溶＋ 時效析出的次生α相更加混亂， 具有更高的平面應變斷裂韌度。

(3)TB6鈦合金等溫鍛后水淬＋ 時效， 其強度和塑性與等溫鍛后空冷再經固溶＋ 時效的水平相當。

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

參考文獻

[1] Ｂｏｙｅｒ Ｒ Ｒ. Ａｎ ｏｖｅｒｖｉｅｗ ｏｎ ｔｈｅ ｕｓｅ ｏｆ ｔｉｔａｎｉｕｍ ｉｎ ｔｈｅ ａｅｒｏ￣ｓｐａｃｅ ｉｎｄｕｓｔｒｙ[Ｊ]. Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，１９９６， 2１3(１－2): １03 －１１４.

[2] 侯日立， 張元華， 盧志敏. 飛機鈦合金燒傷及檢測方法研究[Ｊ]. 無損檢測， 2003， 25(１１): 5７5 －5７８.

[3] 葉勇， 王金彥. 鈦合金的應用現狀及加工技術發展概況[Ｊ]. 材料導報， 20１2， 2６(Ｓ１): 3６0 －3６3.

[4] 中國航空材料手冊編輯委員會. 中國航空材料手冊: 第４ 卷鈦合金、銅合金[Ｍ]. 2 版. 北京: 中國標準出版社， 2002.

[5] 徐祖耀， 黃伯云. 中國材料工程大典[Ｍ]. 北京: 化學工業出版社， 2005.

[6] ＳＡＥ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ. Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙ， Ｆｏｒｇｉｎｇｓ １0Ｖ￣2Ｆｅ￣3Ａｌ，Ｃｏｎｓｕｍａｂｌｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ｍｅｌｔｅｄ， Ｓｉｎｇｌｅ￣Ｓｔｅｐ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ＨｅａｔＴｒｅａｔｅｄ ａｎｄ Ｏｖｅｒａｇｅ １６0 ｋｓｉ(１１03MPa) Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ:ＡＭＳ４９８６Ｅ￣2015 [ Ｓ]. Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ: ＳＡＥ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，2015. 　

[7] 黃利軍， 黃旭， 齊立春， 等. Ｔｉ￣１023 鈦合金淬透深度與拉伸斷口分析[Ｊ]. 稀有金屬材料與工程， 200８， 3７(Ｓ3): 3８2 －3８5.

[8] 雷力明， 黃旭， 黃利軍， 等. 鑄態TB6鈦合金熱變形行為及本構關系[Ｊ]. 中國有色金屬學報， 20１0， 20(Ｓ１):3７７ －3８0.

[9] 邱偉， 魯世強， 歐陽德來， 等. 鍛態TB6鈦合金熱變形行為及組織演變[Ｊ]. 塑性工程學報， 20１0， １７(3): 3８－４3.

[10] 葉文君， 脫祥明， 王世洪. β2１Ｓ 鈦合金熱壓縮變形行為[Ｊ]. 稀有金屬， 2002， 2６(１): 23 －2７.

[11] 王歡， 趙永慶， 辛社偉， 等. 高強韌鈦合金熱加工技術與顯微組織[Ｊ]. 航空材料學報， 20１８， 3８ (４): 5６－６3.