鈦及鈦合金作為繼金屬鋁和金屬鐵之后的“第三金屬”，在地殼中儲(chǔ)量豐富，與其它金屬相比，鈦及鈦合金具有高比強(qiáng)度、低密度、高耐熱性、無磁性、低熱膨脹系數(shù)、高的耐腐蝕性能以及良好的生物相容性能等諸多優(yōu)點(diǎn)，是航空航天器輕量化和提高其綜合性能的絕佳用材[1]。鈦及鈦合金應(yīng)用水平是體現(xiàn)飛行器先進(jìn)程度的一個(gè)重要參考指標(biāo)。如波音757客機(jī)的鈦合金用量占整個(gè)結(jié)構(gòu)質(zhì)量的5%，用量高達(dá)3640 kg。麥道公司生產(chǎn)的DC10飛機(jī)，鈦合金用量達(dá)5500 kg，占結(jié)構(gòu)質(zhì)量的10%。與此同時(shí)，鈦合金大量在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中使用，一般占結(jié)構(gòu)總質(zhì)量的20%~30%，主要用于制造壓氣機(jī)部件。20世紀(jì)80年代和90年代，鈦合金在飛機(jī)和發(fā)動(dòng)機(jī)中的用量大幅度提高。美國(guó)的第四代戰(zhàn)斗機(jī)F22的用鈦量占全機(jī)質(zhì)量的41%，其動(dòng)力裝置F119發(fā)動(dòng)機(jī)的用鈦量占總質(zhì)量的36%。鈦合金已成為現(xiàn)代飛機(jī)和發(fā)動(dòng)機(jī)不可缺少的結(jié)構(gòu)材料之一[2]。

Ti6246鈦合金（Ti–6Al–2Sn–4Zr–6Mo）是一種高M(jìn)o含量的高溫鈦合金，該合金具有良好的熱加工性能，合金的長(zhǎng)期使用溫度在420 °C左右，短期使用溫度可達(dá)540 °C[3]，可用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的風(fēng)扇盤、壓氣機(jī)盤件、葉片等厚截面結(jié)構(gòu)件，具有良好的應(yīng)用前景[4−5]。由于Ti6246鈦合金中含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)6%的強(qiáng)β穩(wěn)定元素Mo，使得合金的力學(xué)性能對(duì)熱處理制度非常敏感[6]。本文旨在通過研究規(guī)格為?200 mm的Ti6246鈦合金棒材在不同熱處理制度下的顯微組織與力學(xué)性能的變化規(guī)律，以期獲得熱處理制度與棒材綜合性能的最佳匹配方案，作為該合金棒材后續(xù)生產(chǎn)的參考方案。

1. 實(shí)驗(yàn)材料與方法

所用材料為新疆湘潤(rùn)熔鑄廠3次真空自耗電弧爐熔煉制備的規(guī)格為?650 mm的Ti6246鈦合金鑄錠，采用電感耦合等離子體光譜儀（ICP）測(cè)試鑄錠化學(xué)成分（見表1），符合AMS 4981H同時(shí)滿足GB/T 3620.1標(biāo)準(zhǔn)的要求，用金相法測(cè)得該鑄錠的(α+β)/β相變點(diǎn)為975~980 °C。

鑄錠先在β相區(qū)進(jìn)行開坯鍛造，開坯鍛造采用鐓拔工藝，總鍛比大于6，將原始鑄態(tài)組織充分破碎。然后在α+β兩相區(qū)采用鐓拔與常規(guī)拔長(zhǎng)相結(jié)合的工藝方案進(jìn)行鍛造，總鍛比大于12，經(jīng)過充分均勻的塑性變形，最終鍛造成規(guī)格為?200 mm的大規(guī)格Ti6246鈦合金棒材。

圖1為Ti6246鈦合金棒材頭、底部鍛后中心位置金相組織，由圖1可知，合金棒材頭、底部的原始金相組織均為典型的等軸組織，該組織由兩部分構(gòu)成，分別為初生α相和β轉(zhuǎn)變組織，初生α相形貌以等軸狀為主，并有少量長(zhǎng)條狀α相，而β轉(zhuǎn)變組織由次生α相以及殘余β相構(gòu)成，次生α相形貌為細(xì)針狀，殘余β相位于次生α相之間。由圖1可以看出合金棒材頭、底部位組織均勻、一致性好，不同部位各向異性小。

圖2為Ti6246鈦合金棒材頭、底部鍛后宏觀組織，由圖2可以看出，棒材頭、底部低倍組織無裂紋、折疊、氣孔、偏析、金屬或非金屬夾雜及其他目視可見的冶金缺陷。無肉眼可見的清晰粗大晶粒。

從圖1、圖2棒材鍛后高、低倍組織可以看出，經(jīng)常規(guī)鍛造生產(chǎn)的Ti6246鈦合金棒材不同部位組織均勻，中心部位鍛透性好，工藝方案達(dá)到了預(yù)期效果。

為充分挖掘合金的潛力，探究固溶時(shí)效制度對(duì)合金性能的影響，通過熱處理將合金性能調(diào)整到最優(yōu)，因此采用“高溫固溶+低溫固溶+低溫時(shí)效”、“低溫固溶+低溫時(shí)效”、“低溫固溶+低溫時(shí)效+高溫二次時(shí)效”3種工藝思路開展熱處理試驗(yàn)。具體熱處理制度見表2，其中WC為水淬，AC為空冷。

為保證試驗(yàn)結(jié)果的一致性，同時(shí)檢測(cè)棒材心部的鍛透性，在棒材中心位置取樣，室溫拉伸試樣取樣方向?yàn)榘舨目v向，金相組織檢測(cè)方向?yàn)榘舨臋M向。首先從棒材本體上切取?200 mm×70 mm試樣坯，然后在試樣坯中心部位用線切割掏取直徑為?40 mm×70 mm試樣棒，采用表2的熱處理制度利用馬弗爐對(duì)試樣棒進(jìn)行熱處理，熱處理完成后在?40 mm試樣棒中心用線切割掏取?12 mm×70 mm試樣進(jìn)行縱向力學(xué)性能檢測(cè)（取樣方法見圖3）。室溫力學(xué)性能檢測(cè)完成后在試樣端面進(jìn)行橫向顯微組織檢測(cè)，室溫拉伸性能的檢測(cè)執(zhí)行ASTM E8/E8M-2016a標(biāo)準(zhǔn)的要求。其中，合金熱處理用馬弗爐的精度等級(jí)為2級(jí)，采用ICX41M型倒置光學(xué)顯微鏡觀察合金的金相組織，采用CMT5205型萬能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)室溫拉伸性能。

2. 結(jié)果與分析

2.1 不同熱處理制度對(duì)合金棒材顯微組織的影響

圖4~6為Ti6246鈦合金棒材采用表2中的熱處理制度進(jìn)行熱處理后得到的顯微組織。研究表明，Ti6246合金在單相區(qū)及α+β兩相區(qū)經(jīng)固溶處理后快速入水水冷，因該合金中β穩(wěn)定元素含量高，會(huì)發(fā)生β→α"轉(zhuǎn)變以及少量亞穩(wěn)β相的形成。時(shí)效后會(huì)發(fā)生馬氏體α"相的轉(zhuǎn)化、分解以及亞穩(wěn)β相的分解，析出細(xì)小、彌散的次生α相[7]。

從圖4可以看出，經(jīng)工藝A處理后的顯微組織，隨著第一階段固溶溫度的升高，初生α相含量明顯下降，固溶溫度為890 °C時(shí)，初生α相體積分?jǐn)?shù)為38%，固溶溫度為945 °C時(shí)，初生α相體積分?jǐn)?shù)降至13%，固溶溫度升至965 °C時(shí)，初生α相體積分?jǐn)?shù)僅剩2%。次生α相含量增加，尺寸增長(zhǎng)變寬，且越接近(α+β)/β相變點(diǎn)，顯微組織則由原來的等軸組織變成細(xì)長(zhǎng)的針狀組織。因此調(diào)整高溫固溶溫度對(duì)合金棒材的顯微組織的形貌有明顯的影響。

從圖5可以看出，經(jīng)工藝B處理后的顯微組織為典型的等軸組織，由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織（次生α相）組成，初生α相形貌以等軸狀為主。固溶溫度一定的條件下，隨著時(shí)效溫度的增高，初生α相尺寸以及數(shù)量均無明顯變化，初生α相體積分?jǐn)?shù)在35%左右，平均晶粒尺寸約為8 μm。次生α相僅有微弱的長(zhǎng)大趨勢(shì)，因此，僅通過小范圍內(nèi)調(diào)整時(shí)效溫度對(duì)合金棒材顯微組織形貌的影響并不明顯。

從圖6可以看出，采用工藝C處理后的顯微組織由拉長(zhǎng)的片狀α+少量的等軸α以及板條狀次生α組成，初生α相體積分?jǐn)?shù)為45%左右。相較于只進(jìn)行一次時(shí)效的顯微組織（見圖5），二次時(shí)效后合金顯微組織在形態(tài)上有較為明顯的變化，這主要因?yàn)殡S著二階段高溫時(shí)效的進(jìn)行為晶體的再結(jié)晶提供畸變能量，晶粒內(nèi)部發(fā)生了新晶粒重新形核和長(zhǎng)大過程，隨著第二階段時(shí)效溫度的升高，初生α相尺寸以及數(shù)量變化不明顯，但次生α相有長(zhǎng)大趨勢(shì)。所以調(diào)整二次時(shí)效溫度對(duì)合金棒材顯微組織的影響不大。

合金棒材經(jīng)不同熱處理制度處理后的顯微組織對(duì)比分析，發(fā)現(xiàn)在原“低溫固溶+低溫時(shí)效”制度的基礎(chǔ)上，增加高溫固溶及高溫二次時(shí)效均能明顯的改變棒材顯微組織形貌特征。

2.2 不同熱處理制度對(duì)棒材室溫拉伸性能的影響

Ti6246鈦合金棒材經(jīng)不同熱處理制度下的室溫拉伸性能如圖7~9所示。從圖7可以看出，經(jīng)工藝A處理后的合金棒材，圖中隨著第一階段固溶溫度的升高，棒材的強(qiáng)度以及塑性均呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，尤其是塑性的下降趨勢(shì)很大，延伸率（A）由10%降至5%，斷面收縮率（Z）由24%降至12%。在鈦合金塑性變化過程中，其塑性主要由初生α相的形貌和尺寸所決定，而強(qiáng)度則主要由β轉(zhuǎn)變相/次生α相含量以及尺寸所控制[8]。當(dāng)?shù)谝浑A段固溶溫度為890 °C時(shí)，合金的顯微組織由等軸初生α相和β基體析出的細(xì)針狀次生α相組成，彌散分布的細(xì)針狀次生α可以有效阻礙位錯(cuò)的滑移和攀移，從而起到強(qiáng)化作用[9]。隨著第一階段固溶溫度升至965 °C，合金的顯微組織由原來的細(xì)小的等軸組織變?yōu)榧?xì)長(zhǎng)的針狀組織，初生α相體積分?jǐn)?shù)由38%迅速減少至2%，次生α相形貌明顯增長(zhǎng)變寬，嚴(yán)重弱化了次生α相的強(qiáng)化作用，從而導(dǎo)致合金強(qiáng)度及塑性均呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。

從圖8可以看出，經(jīng)工藝B處理的合金棒材，圖中隨著時(shí)效溫度的升高，棒材的強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，而塑性逐漸升高，這是由于固溶溫度一定時(shí)，初生α的含量變化不大，但隨著時(shí)效溫度的提高，次生α相的尺寸逐漸粗化，次生α相強(qiáng)化效果下降，但其形狀尖銳鈍化，使應(yīng)力集中效果減弱，起到一定的“軟化”作用[10]。故而合金抗拉強(qiáng)度（Rm）由1366 MPa降至1321 MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）由1188 MPa降至1158 MPa。延伸率（A）由8%升至11.5%，斷面收縮率（Z）由18%增至23%。

從圖9可以看出，經(jīng)工藝C處理的合金棒材，圖中隨著二次時(shí)效溫度的升高，強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，塑性提高。這是由于進(jìn)行二次時(shí)效后，晶體內(nèi)部發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶過程，此過程通過原子擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn)，隨著時(shí)效溫度的升高，原子的擴(kuò)散速度加快，擴(kuò)散距離增加，這種趨勢(shì)隨著時(shí)效溫度的升高將會(huì)愈發(fā)明顯。初生α相顆粒間出現(xiàn)短棒狀的晶界α相。隨著二次時(shí)效溫度提高，次生α相的數(shù)量增加，尺寸明顯粗化，短棒狀的晶界α相也不斷加粗，并呈連續(xù)分布狀態(tài)，初生α相含量及尺寸并無明顯變化，導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降，塑性升高。這與試驗(yàn)結(jié)果相吻合。隨著二次時(shí)效溫度的升高，合金抗拉強(qiáng)度（Rm）由1347 MPa降至1294 MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）由1194 MPa降至1147 MPa。而塑性反之，延伸率（A）由11.5%升至14%，斷面收縮率（Z）由28%增至34%。

3. 結(jié)束語

（1）經(jīng)常規(guī)鍛造生產(chǎn)的大規(guī)格Ti6246鈦合金棒材，在原有工藝B制度的基礎(chǔ)上，增加高溫固溶及高溫二次時(shí)效均能明顯的改變棒材的顯微組織形貌特征，而在同一固溶溫度下，小范圍內(nèi)改變時(shí)效溫度對(duì)棒材顯微組織的影響不大。但合金的室溫拉伸性能對(duì)熱處理制度非常敏感。

（2）經(jīng)常規(guī)鍛造生產(chǎn)的大規(guī)格Ti6246鈦合金棒材，利用工藝B制度處理后，可使合金棒材得到較為理想的強(qiáng)度和顯微組織形貌。利用工藝C制度處理后的合金棒材可獲得更加優(yōu)異的塑性。

（3）經(jīng)870 °C/1 h，WC+585 °C/8 h，AC+590 °C/2 h，AC處理后的合金棒材，抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1347 MPa，屈服強(qiáng)度可以達(dá)到1194 MPa，延伸率為11.5%，斷面收縮率為28%，得到較為理想的強(qiáng)塑性匹配。

文章來源——金屬世界