1、前言

鈦及鈦合金具有密度小、比強度高、耐高溫、耐腐蝕、無磁性、線膨脹系數小、生物相容性好等優(yōu)點［1］。從20世紀50年代開始，被廣泛應用于航空航天、軍事、醫(yī)療、石油、化工等領域，并且范圍逐步擴大，受到世界各國的高度重視。目前在國民經濟中的地位至關重要，其應用水平已成為衡量一個國家工業(yè)水平的重要標準。近年來，隨著航空航天技術的不斷發(fā)展，對航空發(fā)動機推重比及飛機機動性能提出了更高的要求，從而促使了高溫鈦合金的發(fā)展［2－3］。

Ti60合金是我國自主研制的一種新型近α型高溫鈦合金，該合金中加入了少量Ta元素，用來提高合金的蠕變性能，同時通過添加少量C元素來擴大其熱加工窗口。對于退火態(tài)近α型鈦合金，其組織中包括α和β兩相，根據鍛造和熱處理制度的不同，α和β相形貌和比例會發(fā)生一定的變化，進而影響合金的力學性能［4］。因而，嚴格控制合金的熱加工歷程具有重要意義。研究了Ti60合金的等溫鍛造工藝，深入分析了不同等溫鍛造溫度對該合金組織及力學性能的影響，為最終獲得該合金工藝、組織和性能之間的良好匹配以及擴大其應用范圍提供理論基礎。

2、實驗材料與方法

實驗用的鍛造棒坯由寶雞鈦業(yè)股份有限公司提供。用金相法測得其相變點為1050℃。原材料棒坯經陜西宏遠航空鍛造有限責任公司改鍛后的顯微組織為典型的等軸組織，見圖1。

改鍛完成后將棒材分為4段，分別采用設計的4種不同的等溫鍛造工藝進行鍛造，鍛造溫度范圍覆蓋了整個安全加工范圍，即980℃兩相區(qū)低溫鍛造、1010℃常規(guī)鍛造、1035℃近β鍛造、1070℃β鍛造，變形量均為60%。鍛后水冷，再對其進行熱處理。所采用的熱處理制度均為1030℃×2h/OC+700℃×2h/AC。采用OLYMPUSPM－T3光學顯微鏡觀察試樣的顯微組織，采用萬能材料試驗機，按照GB/T223—2002標準進行拉伸性能測試。為了得到合金在實際使用環(huán)境中的性能，還對試樣進行了熱暴露處理，測試熱穩(wěn)定性能。

3、結果與討論

3.1鍛態(tài)組織形貌

Ti60合金經不同溫度的等溫鍛造工藝鍛造后的鍛態(tài)組織照片如圖2所示。由圖可見，等溫鍛造溫度對Ti60合金的相形貌及α、β相比例影響很大。

在980℃鍛造時，由于鍛造溫度很低，組織中含有80%～90%的等軸初生α相，β轉變組織很少。當鍛造溫度為1010℃時，初生α相含量減少到60%左右，β轉變組織所占比例增多，次生α板條厚度增加。進一步升高鍛造溫度到1035℃后，發(fā)現初生α相含量進一步減少，并且組織混亂程度增加，初生α相邊界參差不齊，呈鋸齒狀，次生α板條厚度進一步增加，如圖2c所示。初生α相邊界參差不齊的現象與TC11合金中觀察到的現象類似［5］，這種不規(guī)則的邊界通常是組織參與變形的結果，同時也表明組織內部存儲了較多的畸變能而處于不穩(wěn)定狀態(tài)［6－7］。而次生α條的粗細和它的形核位置的數量有關，形核位置越多，得到的α條越細小，而形核位置常常依賴于組織中亞結構、位錯等缺陷的數量。

鍛造溫度越高，原子擴散速率越大，動態(tài)回復和再結晶的程度越大，組織中的晶體缺陷越少。因此，條狀α的形核位置越少，厚度越大。當在1070℃鍛造時，鍛造溫度超過了合金的相變點，組織中α相已全部轉變?yōu)楦邷卅孪?，在隨后的冷卻過程中，次生條狀α沿原始β晶界形核析出，最終得到網籃組織，如圖2d所示。

3.2鍛后熱處理對Ti60合金組織的影響

Ti60合金經不同的等溫鍛造工藝鍛造后，再經1030℃×2h/OC+700℃×2h/AC熱處理后的金相照片如圖3所示。兩相區(qū)鍛造組織經熱處理后仍由等軸初生α相和轉變β組織組成，但與未經熱處理的相比，組織形貌發(fā)生了很大的變化。980℃等溫鍛造的Ti60合金經熱處理后，組織中原始β晶界變得很清晰，等軸α相主要分布在原始β晶界上，其含量在10%左右，如圖3a所示。而1010℃和1035℃等溫鍛造的Ti60合金經熱處理后，其組織特征與980℃鍛造的差異較大。1010℃鍛造的(圖3b)，初生α相形貌呈等軸狀或拉長狀，含量在25%～30%左右，原始β晶界不明顯;1035℃鍛造的(圖3c)，組織非常均勻，初生α相均呈細小的等軸狀，同時β轉變組織中的次生α條較細且排列混亂。在單相β區(qū)鍛造的(圖3d)，組織中原始β晶界較明顯，原始β晶粒被拉長且具有一定的方向性，表現為典型的回復特征。

3.3等溫鍛造工藝對Ti60合金力學性能的影響

3.3.1室溫拉伸性能

經不同等溫鍛造工藝鍛造后的Ti60合金室溫拉伸性能如圖4所示。由圖4可見，隨著等溫鍛造溫度的升高，合金的抗拉強度有所增加，而塑性顯著降低。這主要是由于隨著鍛造溫度的升高，組織中的初生等軸α相減少，在隨后的熱處理過程中，更多的等軸α相轉變?yōu)棣孪?，使轉變β相的過飽和度增大，從而增大析出二次α相的驅動力，使得在冷卻過程中更多的二次條狀α相彌散析出，組織中α與β相界面增加，變形過程中位錯運動的阻力增大，從而使得合金的強度升高，塑性降低。鍛造溫度進一步升高以后，合金的強度降低，塑性升高。這是由于鍛造溫度1035℃略高于固溶溫度(1030℃)，因此在熱處理過程中等軸α含量基本不變，等軸α相主要發(fā)生動態(tài)回復和球化，組織變得更加均勻，原始β晶粒略有長大，從而導致強度降低，塑性升高。同樣的現象也在TC11鈦合金中觀察到［8］。等溫鍛造溫度達到1070℃后，由于鍛造溫度高出相變點20℃，得到的是全片層組織，在隨后的熱處理過程中組織進一步粗化，合金強度和塑性均較低。

3.3.2熱穩(wěn)定性能

不同溫度等溫鍛造的Ti60合金經熱處理后，在600℃熱暴露100h測試其室溫拉伸性能，結果示于圖5。從圖5可以看出，經熱暴露以后，在980℃和1010℃鍛造的坯料，其強度和塑性基本相當，而1035℃鍛造的坯料，強度略低，塑性卻比前兩者高，β鍛造的塑性最低。

將圖5與圖4中的室溫拉伸性能相比可見，經熱暴露以后，幾種鍛造方式合金的強度均有所升高，而其塑性均有較大幅度下降，這與在其他鈦合金中發(fā)現的規(guī)律是一致的［9－10］。其中，兩相區(qū)低溫鍛造(980℃)的合金斷面收縮率下降最大，為73%;其次為β鍛造(1070℃)的合金(斷面收縮率下降64%)，而近β鍛造(1035℃)的合金斷面收縮率下降幅度最小，為52%。可見，近β鍛造可以獲得較好的熱穩(wěn)定性能。Donlon等［11］研究了Ti－1100、Ti－6242S和IMI834合金在550℃到600℃范圍內的熱穩(wěn)定性能，同樣發(fā)現經熱暴露以后，試樣的強度略有增加而塑性急劇下降:對于單相β區(qū)加工的Ti－1100合金，經600℃熱暴露以后，其延伸率最小只有1%左右，而對于α/β兩相組織的IMI834合金，其塑性基本保持在6%～8%范圍內。由此可見，Ti60合金在600℃下的熱穩(wěn)定性能優(yōu)于Ti－1100合金，而兩相組織Ti60合金的熱穩(wěn)定性能與兩相IMI834合金的熱穩(wěn)定性能相當。

4、結論

(1)在兩相區(qū)溫度范圍內鍛造，隨等溫鍛造溫度的升高，Ti60合金鍛態(tài)組織中初生等軸α相含量逐漸減少，β轉變組織所占比例增多，次生板條α厚度增加。單相β區(qū)鍛造得到全片層組織。不同組織結構經同樣熱處理工藝處理后組織差別較大。

(2)在兩相區(qū)低溫鍛造的合金具有最好的塑性，常規(guī)鍛造合金強度升高，塑性降低。近β鍛造合金的強度較常規(guī)鍛造合金低，塑性略高。而β鍛造合金強度和塑性均較低。

(3)熱暴露對Ti60合金性能影響較大。經600℃×100h熱暴露以后，合金均表現出強度略有升高，而塑性大幅降低。兩相區(qū)低溫鍛造合金塑性損失程度最大，其次為常規(guī)鍛造合金，近β鍛造的合金塑性損失程度最小。

參考文獻

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