TC18是俄羅斯全俄航空材料研究院于20世紀(jì)60年代開發(fā)的一種高強(qiáng)鈦合金，因其具備比強(qiáng)度高、塑形優(yōu)良、抗疲勞性和熱處理淬透性好等優(yōu)點(diǎn)，而廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域［1－5］。TC18合金通常用于制造大截面的鍛件和模鍛件，如俄制伊爾－76、86、96、安124和圖204等大型軍用飛機(jī)的機(jī)體、起落架部件、發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇盤和葉片等結(jié)構(gòu)件。鈦合金的熱處理溫度對(duì)其服役性能有著重要的影響［6－9］，尤其是固溶溫度。鈦合金作為一種重要的戰(zhàn)略金屬，現(xiàn)有的鈦合金熱處理標(biāo)準(zhǔn)中的固溶溫度范圍(720～830℃)太寬，實(shí)際生產(chǎn)中鈦合金的熱處理性能波動(dòng)很大，直接限制了高端鈦合金產(chǎn)品的性能。對(duì)于TC18熱處理工藝的研究在各高校、科研機(jī)構(gòu)和企業(yè)內(nèi)廣泛開展，并取得了一定的進(jìn)展。部分企業(yè)根據(jù)自身生產(chǎn)實(shí)際，在企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)中也做出了一定的改變。本文主要研究單一固溶溫度對(duì)TC18鈦合金的組織與力學(xué)性能的影響，為實(shí)際生產(chǎn)中鈦合金熱處理工藝的改進(jìn)奠定理論與實(shí)踐基礎(chǔ)。

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)采用由寶鈦集團(tuán)提供的TC18鈦合金，名義成分為Ti-5%Al-5%Mo-5%V-1%Cr-1%Fe，具體成分如表1所示，該材料的入庫狀態(tài)為完全退火。

為了研究不同固溶溫度對(duì)TC18鈦合金組織與性能的影響，參考GJB3763—2014《鈦及鈦合金熱處理》、HB/Z137—1988《鈦合金熱處理工藝說明書》和AMS2801A《鈦合金零件的熱處理》等標(biāo)準(zhǔn)，制定的固溶熱處理分組見表2，溫度范圍780～900℃，溫度梯度為20℃，共7組。

1.2試樣制備

按照GB/T13298—1991《金屬顯微組織檢驗(yàn)方法》、GB/T4342—1991《金屬顯微維氏硬度試驗(yàn)方法》、GB/T228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》等標(biāo)準(zhǔn)，采用線切割方法加工出標(biāo)準(zhǔn)的金相試樣、硬度試樣、拉伸試樣和沖擊試樣。

1.3性能表征

采用OlympusGX71科研級(jí)倒置式金相顯微鏡進(jìn)行金相試驗(yàn);采用AMH43全自動(dòng)顯微硬度儀進(jìn)行顯微硬度測量;采用Instron5569電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn);采用CX-8071A沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊韌度試驗(yàn);采用S-4700冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行斷口掃描。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1微觀組織觀察試驗(yàn)

試驗(yàn)用TC18鈦合金材料經(jīng)歷了3次真空自耗電弧熔煉，當(dāng)其加熱至β相區(qū)時(shí)，采用鍛壓機(jī)進(jìn)行80%以上變形量的開坯，并在其α+β相區(qū)反復(fù)鍛打，使其晶粒充分粉碎，最終鍛造成試驗(yàn)用棒材，由于每次加熱鍛打后都采用水冷方式，因此試驗(yàn)用棒材的組織細(xì)小均勻。本試驗(yàn)TC18材料的熱處理狀態(tài)是雙重退火(830℃×2h爐冷到750℃×2h空冷，然后600℃保溫8h后空冷)，顯微組織如圖1所示。白色初生α相呈短棒狀沿晶界析出，晶粒主體為白色的原始態(tài)α相，亞穩(wěn)態(tài)β相從原始的α相中均勻析出。

將試樣逐一放入馬弗爐中加熱，按照表2中固溶處理溫度設(shè)定為780～900℃，溫度梯度為20℃，并在600℃真空狀態(tài)下進(jìn)行6h的時(shí)效處理，再對(duì)各組得到的TC18鈦合金試樣進(jìn)行微觀金相組織分析，觀察結(jié)果如圖2所示。從圖2(a)和2(b)中可以看出，當(dāng)溫度低于860℃時(shí)，隨著固溶溫度的升高，等軸的初生α相含量逐漸減少，尺寸減小，β相中彌散分布的次生α相尺寸迅速長大。從圖2(c)和2(d)可以看出，當(dāng)固溶溫度達(dá)到860℃以上時(shí)，初生α相幾乎全部轉(zhuǎn)化成了β相。這是因?yàn)門C18鈦合金在860～870℃發(fā)生了α相→β相轉(zhuǎn)變;同時(shí)晶粒迅速長大交錯(cuò)排列，條狀次生α相在β晶粒周圍呈網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)分布。

2.2沖擊試驗(yàn)

根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》加工出如圖3所示的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試件，并對(duì)不同固溶溫度處理的標(biāo)準(zhǔn)試樣進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)。沖擊試驗(yàn)數(shù)據(jù)如表3所示，沖擊曲線如圖4所示。通過試驗(yàn)數(shù)據(jù)可以看出:隨著固溶溫度的升高，沖擊韌度值先升高后下降，固溶溫度860℃時(shí)沖擊韌度數(shù)值最大(49.6J/cm2)，隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，沖擊韌性數(shù)值急劇下降。這是因?yàn)殡S著固溶溫度的升高，α相→β相轉(zhuǎn)變率逐漸加大，β相比例的升高有利于提高鈦合金材料的沖擊韌性，當(dāng)溫度高于860℃時(shí)，晶粒迅速長大，組織惡化，沖擊韌性下降。

2.3拉伸試驗(yàn)

按照GB/T228—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》加工出標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣如圖3所示，在INSTＲON5500Ｒ萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測試，TC18鈦合金不同溫度固溶處理后的拉伸數(shù)據(jù)如表4所示，其拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5所示。可以看出:1)固溶溫度為780℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度最大，塑性最差;2)隨著固溶溫度的升高，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)為遞減趨勢(shì)，延伸率呈現(xiàn)為先升高后下降的趨勢(shì);3)固溶溫度在800～820℃，綜合力學(xué)性能最優(yōu)。

2.4斷口分析試驗(yàn)

拉伸斷口與沖擊斷口的宏觀形貌如圖6所示，掃描電鏡觀察的微觀形貌如圖7所示。采用掃描電子顯微鏡對(duì)沖擊斷口與拉伸斷口進(jìn)行觀察，可以發(fā)現(xiàn)兩種斷口呈現(xiàn)出了微孔聚集型斷裂的微觀形貌，兩種斷口的大多數(shù)區(qū)域均分布著大量的韌窩，兩種斷口呈現(xiàn)為典型的韌性特征。在2000倍掃描電鏡下表現(xiàn)為深度較淺、細(xì)小的沿晶韌窩，韌窩周圍有明顯的撕裂棱;斷口的部分區(qū)域分布著大量高密度的短而彎曲的撕裂棱線條，這是因?yàn)殁伜辖鹬械牡诙噘|(zhì)點(diǎn)，在外力的作用下都容易成為裂紋源，隨著應(yīng)力的增加，會(huì)在準(zhǔn)解理平面內(nèi)以臺(tái)階的方式擴(kuò)展形成河流狀花樣，當(dāng)裂紋在畸變的晶粒內(nèi)部擴(kuò)展時(shí)，相鄰晶粒的邊界會(huì)發(fā)生較大的塑性變形，形成撕裂棱。

斷口觀察試驗(yàn)結(jié)果表明，試驗(yàn)設(shè)置的一系列固溶溫度對(duì)鈦合金的斷裂模式?jīng)]有影響，無論是沖擊斷口還是拉伸斷口在掃描電鏡下都表現(xiàn)為韌窩形貌，均為典型的韌性斷裂［10］。

3、結(jié)論

1)隨著固溶溫度的升高，等軸的初生α相含量與尺寸逐漸減小，β相中彌散分布的次生α相尺寸長大;當(dāng)固溶溫度達(dá)到860℃以上時(shí)，初生α相幾乎全部轉(zhuǎn)化成了β相，同時(shí)晶粒粗化，條狀次生α相在β晶粒周圍呈網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)分布。

2)隨著固溶溫度的升高，沖擊韌度值先升高后急劇下降，固溶溫度860℃時(shí)沖擊韌度數(shù)值最大。

3)隨著固溶溫度的升高，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)為遞減趨勢(shì)，延伸率呈現(xiàn)為先升高后下降的趨勢(shì);固溶溫度為780℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度最大，塑性最差;固溶溫度在800～820℃，綜合力學(xué)性能最優(yōu)。

4)固溶溫度對(duì)鈦合金的斷裂模式幾乎沒有影響，無論是沖擊斷口還是拉伸斷口，均表現(xiàn)為典型的韌性斷裂。

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