TB6钛合金棒等温锻后热处理工艺研究

随着现代飞机和武器装备对材料性能要求的不断提升， 传统钢材已经无法满足其使用要求。 钛合金具有高的比强度、优良的耐蚀性、良好的高温性能等一系列优点， 已被越来越多的应用于航空航天、武器装备等领域[1－3] 。

TB6钛合金(Ti-10V-2Fe-3Al)是一种典型的近β型钛合金[４，5] ， 具有高强度、高断裂韧性、深淬透性和强抗应力腐蚀能力等特点， 在航空工业中得到广泛应用。 此外， 该合金还具有相变点低、锻造温度低和流动应力低等优点， 相比其他牌号的高强钛合金更容易锻造成形[６ －９] ， 更适宜采用等温锻造。 经锻造后的TB6钛合金在制成零件前， 需要根据零件性能要求进行固溶和时效处理。 实际生产中， 钛合 金锻件锻造完成后需要空冷至室温再进行固溶和时效， 而固溶温度和等温锻造的锻造温度相近， 因此，本研究将等温锻造完成后的TB6钛合金直接进行水淬＋时效处理， 并与锻造完成后空冷至室温再进行固溶＋ 时效处理的锻件性能进行对比， 研究等温锻造后热处理工艺对TB6钛合金组织与性能的影响，以期为后续热处理工艺改进提供参考。

1、实验

实验材料取自北京航空材料研究院钛合金研究所熔炼的φ330mmTB6钛合金铸锭。 该铸锭以海绵钛和中间合金为原料， 经过3次真空自耗熔炼而成，其β相变点为790℃， 化学成分见表１。

采用3000Ｔ快锻机对铸锭进行开坯、改锻， 最后锻造成ϕ320mm的棒材。 在同一根棒材上截取2件尺寸为75mm×160mm×180mm的方形棒材(轴向为锻压方向)。 图１ 为TB6钛合金方形棒材的原始组织。 可以看出， 该棒材组织的β基体上均匀分布着等轴初生α相， 为等轴组织。

将TB6钛合金棒材和模具加热至Ｔβ－30 ℃，在ＹＨ-１000 等温锻压机上以一定速度进行等温模锻，2支棒材的锻压变形量均为50％。 第1支棒材锻造完成后直接水淬， 在水中静置30min， 然后进行时效处理， 时效温度在510 ~560℃， 保温８ｈ后空冷，该锻件标记为１^＃； 第2 支棒材锻造完成后空冷， 然后进行固溶和时效处理， 固溶温度为Ｔβ－30 ℃， 保温2h后水淬， 时效制度与１^＃ 锻件相同， 该锻件标记为2^＃。 分别从水淬后的１^＃锻件和空冷后的2^＃锻件上截取金相试样， 采用Ｃａｍｓｃａｎ￣3１00 扫描电镜对显微组织进行观察对比； 2支锻件时效后也分别截取金相试样， 分析热处理工艺对组织的影响。 采用英斯特朗电子万能试验机分别对热处理后的１^＃和2^＃ 锻件横、纵向拉伸性能及平面应变断裂韧度进行测试。

2、结果与分析

2.1 显微组织分析

方形棒材的等温锻造变形过程等同于棒材的单向压缩过程， 棒材变形过程中主要有3个变形区[１0] ，分别为变形死区、大变形区和自由变形区， 如图2所示。 与上模、下模接触的部分为Ⅰ区， 该区域金属变形时与模具产生横向摩擦， 摩擦力阻碍金属的横向流动， 该区变形量小， 属于变形死区， 其组织与原始组织差别不大； 棒材的心部为Ⅱ区， 金属受压过程， 心部的金属流动受上模、下模约束， 所以金属横向向外扩展， 横截面面积增大， 材料变形量大， 有利于组织的演变， 该区属于大变形区； 棒材的外缘部分为Ⅲ区， 外缘金属受到心部金属的向外挤压力， 横向向外扩展变形产生鼓肚， 变形量介于变形死区和大变形区之间， 该区属于自由变形区。

为便于组织观察， 所有金相试样均取自自由变形区。

图3 为TB6钛合金方棒锻后水淬及锻后空冷态的显微组织。 从图3 可知， １^＃ 锻件锻后直接水淬，其组织中晶粒存在明显的边界， β基体上没有形成感生α相。 这主要是因为１^＃ 锻件在等温锻造过程产生大量的位错， 生成高的畸变能， 并且在变形过程中发生动态再结晶， 使晶粒得到细化。 虽然位错有利于合金元素扩散， 但水淬快速冷却致使合金元素来不及进行重新分布， 所以β基体上没有感生α相析出。

2^＃锻件锻后空冷， β基体上有感生α相形成， 晶粒没有明显的边界。 这主要是由于空冷冷却速度较慢，合金元素有足够的时间进行扩散， 所以β基体上析出了感生α相。

图４ 为１^＃ 和2^＃ 锻件时效后的显微组织。 从图４可知， １^＃锻件经时效后β基体上析出混乱交织的次生α相， 2^＃锻件经时效后析出的次生α相具有明显的方向性。

2.2 力学性能分析

表2 为TB6钛合金棒经热处理后的横、纵向拉伸性能。 由表2数据可知， 经不同工艺热处理后的１^＃和2^＃锻件的拉伸性能差异不大， 都属于高强度级别， 其中纵向抗拉强度都为1200MPa级别， 横向抗拉强度都为1150MPa 级别， 塑性水平相当。

材料的力学性能由显微组织决定。 TB6钛合金方棒经不同工艺热处理后得到的拉伸力学性能相当， 这主要是因为其组织中初生α相的含量和尺寸、次生α相的含量和尺寸基本相同。

表3 为１^＃和2^＃锻件时效后的平面应变断裂韧度。

由表3 可知， １^＃锻件的平面应变断裂韧度明显高于2^＃锻件， 这主要是由于热处理工艺不同析出相的形 态和分布不同所致。 １^＃锻件锻后水淬过程有形变热处理的作用， 形变热处理能够细化微观组织，且水 淬时的快速冷却能够提高过冷度， 增加形核的质点， 同时快速冷却可抑制变形时产生的畸变能释放，为后续的时效相变提供驱动力， 为马氏体向条 状α相转变提供大量的结晶核心， 改变α相的析出机制， 从而得到混乱交织的次生α相[１１] 。 2^＃ 锻件锻后空冷， 冷却速度缓慢， 材料有足够的时间对产生的畸变能进行释放， 因此β基体上析出短棒状的感生α相， 并在后续的时效过程析出次生α相。 析出的感生α相和次生α相生长时都具有择优取向，排布具有一定的方向性。 平面应变断裂韧度值与析出相的形貌和排布方式有密切的关系， 析出相混乱交织， 能够阻碍裂纹的扩展， 材料断裂需要消耗更多的能量， 所以１^＃锻件的平面应变断裂韧度高于2^＃锻件。

综上所述， TB6钛合金等温锻造后， 采用直接水淬＋ 时效的工艺制度替代空冷至室温再进行固溶＋时效的工艺制度， 不仅能够缩短热处理周期， 而且能够提高合金的断裂韧性。

3、结论

(1)TB6钛合金等温锻后空冷， β基体上有感生α相生成； 等温锻后水淬， β基体上无感生α相生成。

(2) TB6钛合金等温锻后直接水淬＋ 时效析出的次生α相比锻后空冷至室温再进行固溶＋ 时效析出的次生α相更加混乱， 具有更高的平面应变断裂韧度。

(3)TB6钛合金等温锻后水淬＋ 时效， 其强度和塑性与等温锻后空冷再经固溶＋ 时效的水平相当。

可用等温锻造后直接水淬＋ 时效的工艺制度替代空冷至室温再进行固溶＋ 时效的工艺制度。

参考文献

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