1、前言

鈦及鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐高溫、耐腐蝕、無磁性、線膨脹系數(shù)小、生物相容性好等優(yōu)點(diǎn)［1］。從20世紀(jì)50年代開始，被廣泛應(yīng)用于航空航天、軍事、醫(yī)療、石油、化工等領(lǐng)域，并且范圍逐步擴(kuò)大，受到世界各國的高度重視。目前在國民經(jīng)濟(jì)中的地位至關(guān)重要，其應(yīng)用水平已成為衡量一個(gè)國家工業(yè)水平的重要標(biāo)準(zhǔn)。近年來，隨著航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展，對航空發(fā)動機(jī)推重比及飛機(jī)機(jī)動性能提出了更高的要求，從而促使了高溫鈦合金的發(fā)展［2－3］。

Ti60合金是我國自主研制的一種新型近α型高溫鈦合金，該合金中加入了少量Ta元素，用來提高合金的蠕變性能，同時(shí)通過添加少量C元素來擴(kuò)大其熱加工窗口。對于退火態(tài)近α型鈦合金，其組織中包括α和β兩相，根據(jù)鍛造和熱處理制度的不同，α和β相形貌和比例會發(fā)生一定的變化，進(jìn)而影響合金的力學(xué)性能［4］。因而，嚴(yán)格控制合金的熱加工歷程具有重要意義。研究了Ti60合金的等溫鍛造工藝，深入分析了不同等溫鍛造溫度對該合金組織及力學(xué)性能的影響，為最終獲得該合金工藝、組織和性能之間的良好匹配以及擴(kuò)大其應(yīng)用范圍提供理論基礎(chǔ)。

2、實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用的鍛造棒坯由寶雞鈦業(yè)股份有限公司提供。用金相法測得其相變點(diǎn)為1050℃。原材料棒坯經(jīng)陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司改鍛后的顯微組織為典型的等軸組織，見圖1。

改鍛完成后將棒材分為4段，分別采用設(shè)計(jì)的4種不同的等溫鍛造工藝進(jìn)行鍛造，鍛造溫度范圍覆蓋了整個(gè)安全加工范圍，即980℃兩相區(qū)低溫鍛造、1010℃常規(guī)鍛造、1035℃近β鍛造、1070℃β鍛造，變形量均為60%。鍛后水冷，再對其進(jìn)行熱處理。所采用的熱處理制度均為1030℃×2h/OC+700℃×2h/AC。采用OLYMPUSPM－T3光學(xué)顯微鏡觀察試樣的顯微組織，采用萬能材料試驗(yàn)機(jī)，按照GB/T223—2002標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸性能測試。為了得到合金在實(shí)際使用環(huán)境中的性能，還對試樣進(jìn)行了熱暴露處理，測試熱穩(wěn)定性能。

3、結(jié)果與討論

3.1鍛態(tài)組織形貌

Ti60合金經(jīng)不同溫度的等溫鍛造工藝鍛造后的鍛態(tài)組織照片如圖2所示。由圖可見，等溫鍛造溫度對Ti60合金的相形貌及α、β相比例影響很大。

在980℃鍛造時(shí)，由于鍛造溫度很低，組織中含有80%～90%的等軸初生α相，β轉(zhuǎn)變組織很少。當(dāng)鍛造溫度為1010℃時(shí)，初生α相含量減少到60%左右，β轉(zhuǎn)變組織所占比例增多，次生α板條厚度增加。進(jìn)一步升高鍛造溫度到1035℃后，發(fā)現(xiàn)初生α相含量進(jìn)一步減少，并且組織混亂程度增加，初生α相邊界參差不齊，呈鋸齒狀，次生α板條厚度進(jìn)一步增加，如圖2c所示。初生α相邊界參差不齊的現(xiàn)象與TC11合金中觀察到的現(xiàn)象類似［5］，這種不規(guī)則的邊界通常是組織參與變形的結(jié)果，同時(shí)也表明組織內(nèi)部存儲了較多的畸變能而處于不穩(wěn)定狀態(tài)［6－7］。而次生α條的粗細(xì)和它的形核位置的數(shù)量有關(guān)，形核位置越多，得到的α條越細(xì)小，而形核位置常常依賴于組織中亞結(jié)構(gòu)、位錯(cuò)等缺陷的數(shù)量。

鍛造溫度越高，原子擴(kuò)散速率越大，動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶的程度越大，組織中的晶體缺陷越少。因此，條狀α的形核位置越少，厚度越大。當(dāng)在1070℃鍛造時(shí)，鍛造溫度超過了合金的相變點(diǎn)，組織中α相已全部轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪啵陔S后的冷卻過程中，次生條狀α沿原始β晶界形核析出，最終得到網(wǎng)籃組織，如圖2d所示。

3.2鍛后熱處理對Ti60合金組織的影響

Ti60合金經(jīng)不同的等溫鍛造工藝鍛造后，再經(jīng)1030℃×2h/OC+700℃×2h/AC熱處理后的金相照片如圖3所示。兩相區(qū)鍛造組織經(jīng)熱處理后仍由等軸初生α相和轉(zhuǎn)變β組織組成，但與未經(jīng)熱處理的相比，組織形貌發(fā)生了很大的變化。980℃等溫鍛造的Ti60合金經(jīng)熱處理后，組織中原始β晶界變得很清晰，等軸α相主要分布在原始β晶界上，其含量在10%左右，如圖3a所示。而1010℃和1035℃等溫鍛造的Ti60合金經(jīng)熱處理后，其組織特征與980℃鍛造的差異較大。1010℃鍛造的(圖3b)，初生α相形貌呈等軸狀或拉長狀，含量在25%～30%左右，原始β晶界不明顯;1035℃鍛造的(圖3c)，組織非常均勻，初生α相均呈細(xì)小的等軸狀，同時(shí)β轉(zhuǎn)變組織中的次生α條較細(xì)且排列混亂。在單相β區(qū)鍛造的(圖3d)，組織中原始β晶界較明顯，原始β晶粒被拉長且具有一定的方向性，表現(xiàn)為典型的回復(fù)特征。

3.3等溫鍛造工藝對Ti60合金力學(xué)性能的影響

3.3.1室溫拉伸性能

經(jīng)不同等溫鍛造工藝鍛造后的Ti60合金室溫拉伸性能如圖4所示。由圖4可見，隨著等溫鍛造溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度有所增加，而塑性顯著降低。這主要是由于隨著鍛造溫度的升高，組織中的初生等軸α相減少，在隨后的熱處理過程中，更多的等軸α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵罐D(zhuǎn)變β相的過飽和度增大，從而增大析出二次α相的驅(qū)動力，使得在冷卻過程中更多的二次條狀α相彌散析出，組織中α與β相界面增加，變形過程中位錯(cuò)運(yùn)動的阻力增大，從而使得合金的強(qiáng)度升高，塑性降低。鍛造溫度進(jìn)一步升高以后，合金的強(qiáng)度降低，塑性升高。這是由于鍛造溫度1035℃略高于固溶溫度(1030℃)，因此在熱處理過程中等軸α含量基本不變，等軸α相主要發(fā)生動態(tài)回復(fù)和球化，組織變得更加均勻，原始β晶粒略有長大，從而導(dǎo)致強(qiáng)度降低，塑性升高。同樣的現(xiàn)象也在TC11鈦合金中觀察到［8］。等溫鍛造溫度達(dá)到1070℃后，由于鍛造溫度高出相變點(diǎn)20℃，得到的是全片層組織，在隨后的熱處理過程中組織進(jìn)一步粗化，合金強(qiáng)度和塑性均較低。

3.3.2熱穩(wěn)定性能

不同溫度等溫鍛造的Ti60合金經(jīng)熱處理后，在600℃熱暴露100h測試其室溫拉伸性能，結(jié)果示于圖5。從圖5可以看出，經(jīng)熱暴露以后，在980℃和1010℃鍛造的坯料，其強(qiáng)度和塑性基本相當(dāng)，而1035℃鍛造的坯料，強(qiáng)度略低，塑性卻比前兩者高，β鍛造的塑性最低。

將圖5與圖4中的室溫拉伸性能相比可見，經(jīng)熱暴露以后，幾種鍛造方式合金的強(qiáng)度均有所升高，而其塑性均有較大幅度下降，這與在其他鈦合金中發(fā)現(xiàn)的規(guī)律是一致的［9－10］。其中，兩相區(qū)低溫鍛造(980℃)的合金斷面收縮率下降最大，為73%;其次為β鍛造(1070℃)的合金(斷面收縮率下降64%)，而近β鍛造(1035℃)的合金斷面收縮率下降幅度最小，為52%。可見，近β鍛造可以獲得較好的熱穩(wěn)定性能。Donlon等［11］研究了Ti－1100、Ti－6242S和IMI834合金在550℃到600℃范圍內(nèi)的熱穩(wěn)定性能，同樣發(fā)現(xiàn)經(jīng)熱暴露以后，試樣的強(qiáng)度略有增加而塑性急劇下降:對于單相β區(qū)加工的Ti－1100合金，經(jīng)600℃熱暴露以后，其延伸率最小只有1%左右，而對于α/β兩相組織的IMI834合金，其塑性基本保持在6%～8%范圍內(nèi)。由此可見，Ti60合金在600℃下的熱穩(wěn)定性能優(yōu)于Ti－1100合金，而兩相組織Ti60合金的熱穩(wěn)定性能與兩相IMI834合金的熱穩(wěn)定性能相當(dāng)。

4、結(jié)論

(1)在兩相區(qū)溫度范圍內(nèi)鍛造，隨等溫鍛造溫度的升高，Ti60合金鍛態(tài)組織中初生等軸α相含量逐漸減少，β轉(zhuǎn)變組織所占比例增多，次生板條α厚度增加。單相β區(qū)鍛造得到全片層組織。不同組織結(jié)構(gòu)經(jīng)同樣熱處理工藝處理后組織差別較大。

(2)在兩相區(qū)低溫鍛造的合金具有最好的塑性，常規(guī)鍛造合金強(qiáng)度升高，塑性降低。近β鍛造合金的強(qiáng)度較常規(guī)鍛造合金低，塑性略高。而β鍛造合金強(qiáng)度和塑性均較低。

(3)熱暴露對Ti60合金性能影響較大。經(jīng)600℃×100h熱暴露以后，合金均表現(xiàn)出強(qiáng)度略有升高，而塑性大幅降低。兩相區(qū)低溫鍛造合金塑性損失程度最大，其次為常規(guī)鍛造合金，近β鍛造的合金塑性損失程度最小。

參考文獻(xiàn)

［1］李文平． 鈦合金的應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展前景［J］． 輕金屬，2002，(5): 53 －55．

［2］陶春虎，劉慶瑔，曹春曉，等． 航空用鈦合金的失效及其預(yù)防［M］． 北京: 國防工業(yè)出版社，2002: 11 －13．

［3］趙永慶． 高溫鈦合金研究［J］． 鈦工業(yè)進(jìn)展，2001，18(1): 33 －39．

［4］萊茵斯． C，皮特爾斯． M． 鈦與鈦合金［M］． 陳振華，等譯． 北京: 化學(xué)工業(yè)出版社，2005: 343．

［5］陳慧琴，鄧文斌． TC11 鈦合金等軸組織熱變形行為與組織演變［J］． 稀有金屬，2009，33 (2): 147 －152．

［6］Valiev R Z，Alexandrov I V． Nanostructured materials from severe plastic deformation［J］． Nanostructured materials，1999，12 (1/4) 35 －40．

［7］孫新軍，白秉哲，顧家琳，等． TC11 合金熱變形行為及Z －D關(guān)系的研究［J］． 稀有金屬，2000，24 (3): 171 －177．

［8］王金惠，夏長清，陳永勤，等． 熱處理工藝對 TC11 鈦合金組織與性能的影響［J］． 金屬熱處理，2010，35(1): 81 －84．

［9］Guleryuz H，Cimenoglu H． Oxidation of Ti － 6Al － 4V alloy ［J］． Journal of Alloys and Compounds，2009，472(1/2):241 －246．

［10］ Dobeson R，Petrazoller N，Dargusch M，et al． Effect of thermal exposure on the room temperature tensile properties of Grade 2 titanium［J］． Materials Science and Engineer-ing: A，2011，528(10/11): 3925 －3929．

［11］Donlon W T，Allison J E，Lasecki J V． The influence of thermal exposure on properties and microstructure of elevat-ed temperature titanium alloys［C］/ /Froes F H，Caplan I．Titanium’92 Science and Technology． Warrendale，PA:TMS，1993: 295 －302．