1、前言

鈦及鈦合金具有密度小、比強度高、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［1］。從20世紀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，并且范圍逐步擴大，受到世界各國的高度重視。目前在國民經(jīng)濟中的地位至關(guān)重要，其應(yīng)用水平已成為衡量一個國家工業(yè)水平的重要標準。近年來，隨著航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展，對航空發(fā)動機推重比及飛機機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，同時通過添加少量C元素來擴大其熱加工窗口。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，進而影響合金的力學(xué)性能［4］。因而，嚴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大其應(yīng)用范圍提供理論基礎(chǔ)。

2、實驗材料與方法

實驗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為1050℃。原材料棒坯經(jīng)陜西宏遠航空鍛造有限責(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)計的4種不同的等溫鍛造工藝進行鍛造，鍛造溫度范圍覆蓋了整個安全加工范圍，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，采用萬能材料試驗機，按照GB/T223—2002標準進行拉伸性能測試。為了得到合金在實際使用環(huán)境中的性能，還對試樣進行了熱暴露處理，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，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，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。進一步升高鍛造溫度到1035℃后，發(fā)現(xiàn)初生α相含量進一步減少，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條越細小，而形核位置常常依賴于組織中亞結(jié)構(gòu)、位錯等缺陷的數(shù)量。

鍛造溫度越高，原子擴散速率越大，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，鍛造溫度超過了合金的相變點，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相均呈細小的等軸狀，同時β轉(zhuǎn)變組織中的次生α條較細且排列混亂。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，變形過程中位錯運動的阻力增大，從而使得合金的強度升高，塑性降低。鍛造溫度進一步升高以后，合金的強度降低，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］。等溫鍛造溫度達到1070℃后，由于鍛造溫度高出相變點20℃，得到的是全片層組織，在隨后的熱處理過程中組織進一步粗化，合金強度和塑性均較低。

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，其強度和塑性基本相當(dāng)，而1035℃鍛造的坯料，強度略低，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)鍛造合金強度升高，塑性降低。近β鍛造合金的強度較常規(guī)鍛造合金低，塑性略高。而β鍛造合金強度和塑性均較低。

(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

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