TC18是俄罗斯全俄航空材料研究院于20世纪60年代开发的一种高强钛合金，因其具备比强度高、塑形优良、抗疲劳性和热处理淬透性好等优点，而广泛应用于航空航天领域［1－5］。TC18合金通常用于制造大截面的锻件和模锻件，如俄制伊尔－76、86、96、安124和图204等大型军用飞机的机体、起落架部件、发动机风扇盘和叶片等结构件。钛合金的热处理温度对其服役性能有着重要的影响［6－9］，尤其是固溶温度。钛合金作为一种重要的战略金属，现有的钛合金热处理标准中的固溶温度范围(720～830℃)太宽，实际生产中钛合金的热处理性能波动很大，直接限制了高端钛合金产品的性能。对于TC18热处理工艺的研究在各高校、科研机构和企业内广泛开展，并取得了一定的进展。部分企业根据自身生产实际，在企业标准中也做出了一定的改变。本文主要研究单一固溶温度对TC18钛合金的组织与力学性能的影响，为实际生产中钛合金热处理工艺的改进奠定理论与实践基础。
1、试验材料与方法
1.1试验材料
本试验采用由宝钛集团提供的TC18钛合金，名义成分为Ti-5%Al-5%Mo-5%V-1%Cr-1%Fe，具体成分如表1所示，该材料的入库状态为完全退火。
为了研究不同固溶温度对TC18钛合金组织与性能的影响，参考GJB3763—2014《钛及钛合金热处理》、HB/Z137—1988《钛合金热处理工艺说明书》和AMS2801A《钛合金零件的热处理》等标准，制定的固溶热处理分组见表2，温度范围780～900℃，温度梯度为20℃，共7组。
1.2试样制备
按照GB/T13298—1991《金属显微组织检验方法》、GB/T4342—1991《金属显微维氏硬度试验方法》、GB/T228—2002《金属材料室温拉伸试验方法》和GB/T229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》等标准，采用线切割方法加工出标准的金相试样、硬度试样、拉伸试样和冲击试样。
1.3性能表征
采用OlympusGX71科研级倒置式金相显微镜进行金相试验;采用AMH43全自动显微硬度仪进行显微硬度测量;采用Instron5569电子万能材料试验机进行拉伸试验;采用CX-8071A冲击试验机进行冲击韧度试验;采用S-4700冷场发射扫描电子显微镜进行断口扫描。
2、试验结果与分析
2.1微观组织观察试验
试验用TC18钛合金材料经历了3次真空自耗电弧熔炼，当其加热至β相区时，采用锻压机进行80%以上变形量的开坯，并在其α+β相区反复锻打，使其晶粒充分粉碎，最终锻造成试验用棒材，由于每次加热锻打后都采用水冷方式，因此试验用棒材的组织细小均匀。本试验TC18材料的热处理状态是双重退火(830℃×2h炉冷到750℃×2h空冷，然后600℃保温8h后空冷)，显微组织如图1所示。白色初生α相呈短棒状沿晶界析出，晶粒主体为白色的原始态α相，亚稳态β相从原始的α相中均匀析出。
将试样逐一放入马弗炉中加热，按照表2中固溶处理温度设定为780～900℃，温度梯度为20℃，并在600℃真空状态下进行6h的时效处理，再对各组得到的TC18钛合金试样进行微观金相组织分析，观察结果如图2所示。从图2(a)和2(b)中可以看出，当温度低于860℃时，随着固溶温度的升高，等轴的初生α相含量逐渐减少，尺寸减小，β相中弥散分布的次生α相尺寸迅速长大。从图2(c)和2(d)可以看出，当固溶温度达到860℃以上时，初生α相几乎全部转化成了β相。这是因为TC18钛合金在860～870℃发生了α相→β相转变;同时晶粒迅速长大交错排列，条状次生α相在β晶粒周围呈网篮状结构分布。
2.2冲击试验
根据国家标准GB/T229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》加工出如图3所示的标准冲击试件，并对不同固溶温度处理的标准试样进行夏比冲击试验。冲击试验数据如表3所示，冲击曲线如图4所示。通过试验数据可以看出:随着固溶温度的升高，冲击韧度值先升高后下降，固溶温度860℃时冲击韧度数值最大(49.6J/cm2)，随着固溶温度的继续升高，冲击韧性数值急剧下降。这是因为随着固溶温度的升高，α相→β相转变率逐渐加大，β相比例的升高有利于提高钛合金材料的冲击韧性，当温度高于860℃时，晶粒迅速长大，组织恶化，冲击韧性下降。
2.3拉伸试验
按照GB/T228—2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》加工出标准拉伸试样如图3所示，在INSTＲON5500Ｒ万能试验机上进行拉伸性能测试，TC18钛合金不同温度固溶处理后的拉伸数据如表4所示，其拉伸应力-应变曲线如图5所示。可以看出:1)固溶温度为780℃时，抗拉强度最大，塑性最差;2)随着固溶温度的升高，抗拉强度呈现为递减趋势，延伸率呈现为先升高后下降的趋势;3)固溶温度在800～820℃，综合力学性能最优。
2.4断口分析试验
拉伸断口与冲击断口的宏观形貌如图6所示，扫描电镜观察的微观形貌如图7所示。采用扫描电子显微镜对冲击断口与拉伸断口进行观察，可以发现两种断口呈现出了微孔聚集型断裂的微观形貌，两种断口的大多数区域均分布着大量的韧窝，两种断口呈现为典型的韧性特征。在2000倍扫描电镜下表现为深度较浅、细小的沿晶韧窝，韧窝周围有明显的撕裂棱;断口的部分区域分布着大量高密度的短而弯曲的撕裂棱线条，这是因为钛合金中的第二相质点，在外力的作用下都容易成为裂纹源，随着应力的增加，会在准解理平面内以台阶的方式扩展形成河流状花样，当裂纹在畸变的晶粒内部扩展时，相邻晶粒的边界会发生较大的塑性变形，形成撕裂棱。
断口观察试验结果表明，试验设置的一系列固溶温度对钛合金的断裂模式没有影响，无论是冲击断口还是拉伸断口在扫描电镜下都表现为韧窝形貌，均为典型的韧性断裂［10］。
3、结论
1)随着固溶温度的升高，等轴的初生α相含量与尺寸逐渐减小，β相中弥散分布的次生α相尺寸长大;当固溶温度达到860℃以上时，初生α相几乎全部转化成了β相，同时晶粒粗化，条状次生α相在β晶粒周围呈网篮状结构分布。
2)随着固溶温度的升高，冲击韧度值先升高后急剧下降，固溶温度860℃时冲击韧度数值最大。
3)随着固溶温度的升高，抗拉强度呈现为递减趋势，延伸率呈现为先升高后下降的趋势;固溶温度为780℃时，抗拉强度最大，塑性最差;固溶温度在800～820℃，综合力学性能最优。
4)固溶温度对钛合金的断裂模式几乎没有影响，无论是冲击断口还是拉伸断口，均表现为典型的韧性断裂。
参考文献
［1］张永强，郭鸿镇，刘瑞，等.TC18合金β相区等温锻造显微组织和力学性能［J］.稀有金属材料与工程，2013，42(3):634－638.
［2］韩栋，张鹏省，毛小南，等.BT22钛合金及其大型锻件的研究进展［J］.材料导报，2010，24(2):46－50.
［3］王鼎春.高强钛合金的发展与应用［J］.中国有色金属学报，2010(S1):958－963.
［4］刘继雄，马宏刚，李巍，等.两相区热处理制度对TC18钛合金等轴化规律的影响［J］.金属热处理，2015，40(5):77－81.
［5］晁耀杰，高子强，许振鹏，等.TA15钛合金脉冲TIG焊接头微观组织和力学性能分析［J］.焊接技术，2016(8):18－20+4.
［6］高子强，晁耀杰，张义文，等.钛合金精密脉冲TIG焊的工艺研究［J］.航空维修与工程，2016(6):61－63.
［7］姚梦，刘勇，朱景川.TC11钛合金双重热处理工艺设计［J］.热处理技术与装备，2016，37(5):65－70.
［8］况军，王岩.强流脉冲电子束表面改性TA15钛合金的耐磨耐蚀性能［J］.热处理技术与装备，2013，34(1):22－25.
［9］ЛахтйнЮМ，王超然.钛合金表面激光合金化［J］.热处理技术与装备，1985，6(4):13－14.
［10］晁耀杰，李宏佳，李钦杰.A7N01铝合金焊接接头组织对疲劳断裂的影响［J］.焊接技术，2017(8):5－9.
无相关信息