热处理工艺对TB6钛合金棒材微观组织和力学性能的影响

β钛合金具有高的比强度、断裂韧性、良好的淬透性。这类合金的典型代表有TB2（Ti-5V-5Mo-8Cr-3Al）、TB3（Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al）、TB5（Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al）、TB6（Ti-10V-2Fe-3Al）、TB8（Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.25Si）、TB9（Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr）和Ti55531（Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr）等[1]。在这些合金中，当采用的加工条件合适时，TB6可以获得最佳的强度、韧性和高周疲劳强度匹配[2-4]。同时，合金固溶处理后具有中等强度、良好的塑性、焊接性及冷成型性。固溶后再经时效处理，可获得非常高的强度，充分发挥了其可热处理强化的特点，可用于制作强度要求高的零部件。

TB6钛合金通过热处理可获得4%～10%的伸长率、1100～1400MPa的抗拉强度。合金具有相变过程的多样性，因此热处理制度显得尤为重要[5]。随着材料性能要求的提高，最简单并易实现的途径就是通过调整钛合金的热处理制度，以获得最佳的强度和塑性匹配，满足工程使用要求。刘彬等[6]研究表明，多重热处理可以显著提高合金的塑性和断裂韧度，而对强度的影响不大。鉴于此，本研究在GJB1538A—2008中规定的常规固溶时效处理基础上进行工艺参数调整，同时与退火+固溶/时效的热处理制度进 行对比，以分析热处理方式、固溶/时效温度对合金的相组成及室温拉伸性能的影响。总结了热处理对TB6钛合金组织及性能的影响规律，实现在不降低合金强度的情况下提高合金的塑性，可为改善大型结构件的力学性能提供参考。

1、实验材料及方法

1.1实验材料

实验用TB6钛合金铸锭采用1t真空自耗电弧炉3次熔炼生产，表1为TB6钛合金的化学成分。

对表1中的数据分析可知，TB6钛合金的化学成分符合GJB1538A—2008的要求。铸锭经多火次锻造成φ90mm规格棒材。采用金相法测定该批合金的相变点，（α＋β/β）相变点为810～815℃。TB6棒材的宏观组织与微观组织如图1所示。由图可见，宏观组织均匀、无清晰晶；微观组织由弥散分布的等轴初生α相与β转变组织组成。

1.2实验方法

将TB6钛合金棒材分别进行不同实验方案的热处理，研究热处理后合金组织和性能的变化。表2为TB6钛合金棒材的热处理工艺制度。金相试样腐蚀剂成分为10%草酸饱和溶液+3%氢氟酸+87%H2O（原子分数）。显微组织观察在OLYMPUS/PMG3型光学显微镜上进行；室温拉伸性能测试采用INSTRON型电子万能实验机完成。

2、结果与讨论

2.1热处理对显微组织的影响

依据GJB1538A—2008中TB6钛合金棒材的热处理制度要求：在相变点以下30～60℃范围内进行固溶加热，保温1～2h，水冷；在510～560℃范围内时效，保温时间不少于8h，空冷。本研究在此基础上，结合TB6的相变点，研究了固溶温度、时效温度对其组织和力学性能的影响。为了提高合金室温性能，选取在相变点以下20～30℃的退火预处理再固溶/时效热处理制度。选取这个温度进行退火处理，主要是为了保留α_p相，提高合金的塑性。

方案a1、a2、a3、b1均采用的是常规固溶/时效制度，合金在相变点以下30～60℃固溶处理，可以使β相中铁和钒富化（因此β相变更加稳定）并使初生α相的体积分数达到与该固溶温度相当的平衡值β。基体的再结晶及随后晶粒长大过程是缓慢的[7]，但初生α相的调整则很迅速。在固溶过程中，在保留绝大部分β相的同时，有可能出现少量的诱发马氏体α''相和淬火ω相。α''具有正交点阵结构，固溶处理温度越高，出现的可能性越大。TB6钛合金由于β相中的Fe和V富化到足以使Ms降低到室温以下，将不会发生马氏体转变。采用X射线衍射结构分析得出，在750～790℃固溶温度淬火后的相组成为β+α+少量α''+微量ω[4]。520℃时效过程中发生β→β+α转变，只要有一个次生α（α_s）片在位错、晶粒边界或其他晶粒缺陷处形成，在这个α_s片附近的β基体中，α_s相的形核几率就大大增加。首先形成一束一束的α_s相片，随着保温时间的延长或时效温度的升高，这些α_s相片束长成一体，呈现一种非常均匀的分布，常规固溶处理后显微组织如图2（a0）所示，可见合金在固溶处理后为α+β两相组织，在β晶粒内部分布着大量初生α相颗粒。固溶/时效处理后的组织如图2（a1）、（a2）、（a3）和（b1）所示，可见，经时效处理后，基体β相内分布着时效析出的细小的α_s相。对比图2（a1）、（a2）与（a3），可以看出随着时效温度的升高，析出的α_s相较为粗大，出现条状相。主要原因是随着时效温度升高，α_s相析出过程的长大速度加快，使得析出的α_s相长大粗化，且分布不均匀。

对比图2（a2）和图（b1）可知，合金在相变点以下固溶再时效处理后，随固溶温度升高，原始β晶粒尺寸长大不明显。主要是合金在（α＋β）/β转变温度（相变点）下，由于α_p相的存在，能够限制再结晶后β晶粒的长大，即由于α_p相的钉扎作用，限制了再结晶后β晶粒的长大[8]。但随着固溶温度升高，α_p相减少，析出的α_s相增加，强化相细小且分布均匀。方案c1采用退火+固溶/时效热处理，退火后的组织如图2（c0）所示，退火+固溶/时效后组织如图2（c1）所示。可以看出：合金退火后为α+β两相组织，即β基体上分布着大量α_p相。方案a1、a2、a3、b1与c0相比，退火+固溶/时效后（方案c1），β基体的晶粒尺寸不均匀，大部分的原始β晶粒较粗大，局部位置较细小，α_p相含量较多，时效析出的α_s相尺寸较大，且分布不均匀。

2.2热处理对棒材室温拉伸性能得影响

TB6合金经不同热处理后的室温力学性能见图3。对比方案a1、a2与a3可知，随着时效温度的升高，合金的抗拉强度降低，从1265MPa降至1171MPa，但合金的塑性升高，伸长率从12%升至14%，断面收缩率从46%升至59%。主要原因是，随着时效温度的升高，从β基体中析出的α相粗化，未沉淀区面积增大，晶界、晶内网状物析出现象减轻或消除，所以合金的塑性增加[9-10]。但同时时效析出的α相（α_s）粗大且分布不均匀，强化效果降低，因此合金的强度降低。

对比方案a2与b1可知，合金在（α＋β）/β转变温度（相变点）下进行固溶处理，随着固溶温度的升高，合金再经时效处理后的抗拉强度升高，从1185MPa升至1203MPa，塑性略有下降，伸长率变化不大，断面收缩率从57%降至53%。这是由于随着固溶温度升高，原始β晶粒尺寸变化不大，但合金组织中α_p相减少、强化相增加，宏观表现出强度明显提高，塑性下降的现象。

由方案c1与a1、a2、a3、b1对比可知，合金的抗拉强度降低，抗拉强度由1265MPa降至1179MPa，但合金的塑性升高，伸长率变化不大，断面收缩率从46%增到61%。这主要是因为合金退火后组织中存在大量α_p相，时效后表现出优异的塑性。但同时由于形核析出相，在随后的时效处理后，先析出的相继续长大，并减少了低温时的相形核，从而使最终析出的相析出不均匀[11]，尺寸较大。因此，弥散强化作用减小，合金的强度降低。

3、结论

（1）合金在相变点以下进行固溶/时效处理，随着时效温度的升高，析出的α_s相粗化且分布不均匀，合金的强度降低而塑性升高。

（2）合金在相变点以下进行固溶/时效处理，随着固溶温度的升高，α_p相减少，析出的α_s相细小且分布均匀，合金的强度升高。

（3）退火后再进行固溶/时效，α_p相含量增加，α_s相不均匀，合金的塑性显著提高，而对强度的影响不大。

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