固溶溫度對TC18鈦合金組織與力學性能的影響

TC18是俄羅斯全俄航空材料研究院于20世紀60年代開發的一種高強鈦合金，因其具備比強度高、塑形優良、抗疲勞性和熱處理淬透性好等優點，而廣泛應用于航空航天領域［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等大型軍用飛機的機體、起落架部件、發動機風扇盤和葉片等結構件。鈦合金的熱處理溫度對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略金屬，現有的鈦合金熱處理標準中的固溶溫度范圍(720～830℃)太寬，實際生產中鈦合金的熱處理性能波動很大，直接限制了高端鈦合金產品的性能。對于TC18熱處理工藝的研究在各高校、科研機構和企業內廣泛開展，并取得了一定的進展。部分企業根據自身生產實際，在企業標準中也做出了一定的改變。本文主要研究單一固溶溫度對TC18鈦合金的組織與力學性能的影響，為實際生產中鈦合金熱處理工藝的改進奠定理論與實踐基礎。

1、試驗材料與方法

1.1試驗材料

本試驗采用由寶鈦集團提供的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，該材料的入庫狀態為完全退火。

為了研究不同固溶溫度對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》等標準，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《金屬顯微組織檢驗方法》、GB/T4342—1991《金屬顯微維氏硬度試驗方法》、GB/T228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》和GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》等標準，采用線切割方法加工出標準的金相試樣、硬度試樣、拉伸試樣和沖擊試樣。

1.3性能表征

采用OlympusGX71科研級倒置式金相顯微鏡進行金相試驗;采用AMH43全自動顯微硬度儀進行顯微硬度測量;采用Instron5569電子萬能材料試驗機進行拉伸試驗;采用CX-8071A沖擊試驗機進行沖擊韌度試驗;采用S-4700冷場發射掃描電子顯微鏡進行斷口掃描。

2、試驗結果與分析

2.1微觀組織觀察試驗

試驗用TC18鈦合金材料經歷了3次真空自耗電弧熔煉，當其加熱至β相區時，采用鍛壓機進行80%以上變形量的開坯，并在其α+β相區反復鍛打，使其晶粒充分粉碎，最終鍛造成試驗用棒材，由于每次加熱鍛打后都采用水冷方式，因此試驗用棒材的組織細小均勻。本試驗TC18材料的熱處理狀態是雙重退火(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α相，亞穩態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中固溶處理溫度設定為780～900℃，溫度梯度為20℃，并在600℃真空狀態下進行6h的時效處理，再對各組得到的TC18鈦合金試樣進行微觀金相組織分析，觀察結果如圖2所示。從圖2(a)和2(b)中可以看出，當溫度低于860℃時，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，當固溶溫度達到860℃以上時，初生α相幾乎全部轉化成了β相。這是因為TC18鈦合金在860～870℃發生了α相→β相轉變;同時晶粒迅速長大交錯排列，條狀次生α相在β晶粒周圍呈網籃狀結構分布。

2.2沖擊試驗

根據國家標準GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》加工出如圖3所示的標準沖擊試件，并對不同固溶溫度處理的標準試樣進行夏比沖擊試驗。沖擊試驗數據如表3所示，沖擊曲線如圖4所示。通過試驗數據可以看出: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℃時沖擊韌度數值最大(49.6J/cm2)，隨著固溶溫度的繼續升高，沖擊韌性數值急劇下降。這是因為隨著固溶溫度的升高，α相→β相轉變率逐漸加大，β相比例的升高有利于提高鈦合金材料的沖擊韌性，當溫度高于860℃時，晶粒迅速長大，組織惡化，沖擊韌性下降。

2.3拉伸試驗

按照GB/T228—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》加工出標準拉伸試樣如圖3所示，在INSTＲON5500Ｒ萬能試驗機上進行拉伸性能測試，TC18鈦合金不同溫度固溶處理后的拉伸數據如表4所示，其拉伸應力-應變曲線如圖5所示。可以看出:1)固溶溫度為780℃時，抗拉強度最大，塑性最差;2)隨著固溶溫度的升高，抗拉強度呈現為遞減趨勢，延伸率呈現為先升高后下降的趨勢;3)固溶溫度在800～820℃，綜合力學性能最優。

2.4斷口分析試驗

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沖擊斷口與拉伸斷口進行觀察，可以發現兩種斷口呈現出了微孔聚集型斷裂的微觀形貌，兩種斷口的大多數區域均分布著大量的韌窩，兩種斷口呈現為典型的韌性特征。在2000倍掃描電鏡下表現為深度較淺、細小的沿晶韌窩，韌窩周圍有明顯的撕裂棱;斷口的部分區域分布著大量高密度的短而彎曲的撕裂棱線條，這是因為鈦合金中的第二相質點，在外力的作用下都容易成為裂紋源，隨著應力的增加，會在準解理平面內以臺階的方式擴展形成河流狀花樣，當裂紋在畸變的晶粒內部擴展時，相鄰晶粒的邊界會發生較大的塑性變形，形成撕裂棱。

斷口觀察試驗結果表明，試驗設置的一系列固溶溫度對鈦合金的斷裂模式沒有影響，無論是沖擊斷口還是拉伸斷口在掃描電鏡下都表現為韌窩形貌，均為典型的韌性斷裂［10］。

3、結論

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;當固溶溫度達到860℃以上時，初生α相幾乎全部轉化成了β相，同時晶粒粗化，條狀次生α相在β晶粒周圍呈網籃狀結構分布。

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℃時沖擊韌度數值最大。

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

4)固溶溫度對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，均表現為典型的韌性斷裂。

參考文獻

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