固溶溫度對航空航天結(jié)構(gòu)材料用TB8鈦合金組織及性能的影響

鈦合金具有低密度、高比強(qiáng)、耐高溫、抗腐蝕等優(yōu)異的綜合性能，是飛機(jī)和發(fā)動機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材料之一[1]。隨著我國航空航天事業(yè)的迅速發(fā)展，飛行器緊固件、彈性組件及主要承力結(jié)構(gòu)件對材料的需求更為突出地集中于耐蝕、輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐高溫，因此發(fā)展高強(qiáng)鈦合金材料及其加工工藝對我國航空航天工業(yè)的發(fā)展具有積極的推動作用[2]。β21S鈦合金是美國Timet公司在1989年研制開發(fā)的亞穩(wěn)定β型鈦合金，該合金具有優(yōu)異的冷熱加工性能，高的淬透性，良好的抗蠕變性、抗氧化性和抗腐蝕性[3-8]，該合金和Ti-153合金一樣可以加工成板材、帶材、箔材、鍛件和棒材等，固溶+時效處理后在保證較高塑性的前提下可獲得σ_b≥1300MPa的超高強(qiáng)度，因此該合金得到飛機(jī)設(shè)計者和制造者的認(rèn)可，作為優(yōu)良的宇航結(jié)構(gòu)材料于1994年被列入美國ASTM標(biāo)準(zhǔn)中[9-10]。我國在GB/T3620.1—2007《鈦及鈦合金牌號和化學(xué)成分》中將該合金正式命名為TB8鈦合金，其名義成分為Ti-3Al-2.7Nb-15Mo-0.2Si。本文通過制訂不同的固溶溫度研究了TB8鈦合金顯微組織及力學(xué)性能的變化規(guī)律，為其工程設(shè)計、制造、應(yīng)用提供參考數(shù)據(jù)。

1、試驗材料及方法

試驗用TB8鈦合金鑄錠采用1t真空自耗電弧爐3次熔煉生產(chǎn)，其主要化學(xué)成分見表1，符合GB/T3620.1—2007標(biāo)準(zhǔn)要求。鑄錠經(jīng)β區(qū)和(α+β)區(qū)加熱鍛造成φ45mm規(guī)格棒材，然后在(α+β)區(qū)加熱軋制成φ12mm規(guī)格小棒，采用金相法測定該批合金的相變點(α+β→β轉(zhuǎn)變溫度)為825～830℃。

亞穩(wěn)定β型鈦合金使用狀態(tài)一般為固溶+時效態(tài)，因為采用固溶+時效處理后合金才能達(dá)到所需要的工作強(qiáng)度。亞穩(wěn)定β型鈦合金固溶時高溫β相轉(zhuǎn)變?yōu)榻榉€(wěn)定相(過冷β相)，介穩(wěn)定相在隨后時效時發(fā)生分解，析出彌散的次生α相而達(dá)到合金強(qiáng)化的目的[2]。本試驗固溶溫度分別為770、800、830、860和890℃，保溫1h，空冷;時效溫度為520℃，保溫8.5h，空冷。在OLYMPUS/PMG3型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察，在INSTRON型電子萬能試驗機(jī)上測試室溫拉伸性能。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1 TB8鈦合金顯微組織

TB8鈦合金試樣經(jīng)不同固溶溫度處理后顯微組織如圖1所示。從圖1(a，b)可以看出，TB8鈦合金在(α+β)/β相變點以下固溶處理后，合金顯微組織為兩相組織，即在β晶粒內(nèi)部及晶界上分布著大量未轉(zhuǎn)變的初生α相顆粒，且隨固溶溫度的升高，未轉(zhuǎn)變的初生α相顆粒數(shù)量相對減少，同時合金開始再結(jié)晶轉(zhuǎn)變，β晶粒開始長大。從圖1(c～e)可以看出，TB8鈦合金在(α+β)/β相變點以上固溶處理后，合金顯微組織為單一的β晶粒(局部有非常少的初生α相顆粒)，且隨固溶溫度升高β晶粒明顯長大。從圖1(f)可以看出，TB8鈦合金固溶并時效處理后，合金顯微組織中β晶界及晶粒內(nèi)部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。

2.2 TB8鈦合金力學(xué)性能

圖2為TB8鈦合金經(jīng)不同固溶溫度處理后固溶態(tài)及固溶+520℃時效態(tài)力學(xué)性能。從圖2(a)可以看出，TB8鈦合金經(jīng)770、800、830、860和890℃固溶處理后，拉伸強(qiáng)度隨固溶溫度升高呈下降趨勢，塑性(特別是斷面收縮率)隨固溶溫度升高略有上升，其固溶態(tài)抗拉強(qiáng)度由908MPa降低至875MPa、斷面收縮率由69%升高至79%。這主要是由于TB8鈦合金固溶處理時，隨固溶溫度的升高，合金的固溶度增大，合金中初生α相顆粒逐步向β相轉(zhuǎn)變;也就是說隨固溶溫度的升高，合金中殘存的第二相質(zhì)點減少(見圖1(a～e))，以致彌散強(qiáng)化作用降低。通常認(rèn)為隨固溶溫度升高，合金晶粒變得粗大，塑性及強(qiáng)度變差。以上固溶試驗同樣存在晶粒長大惡化塑性的現(xiàn)象，只是晶粒長大惡化塑性與第二項溶解優(yōu)化塑性兩種現(xiàn)象共同作用，第二項溶解優(yōu)化塑性的作用更為顯著，其結(jié)果在宏觀上表現(xiàn)為隨固溶溫度升高合金強(qiáng)度下降，塑性上升。通過試驗可知，合金在830℃固溶處理后，可獲得細(xì)小的單相β晶粒組織，其強(qiáng)度較低(抗拉強(qiáng)度890MPa)、塑性良好(斷面收縮率可達(dá)75%)，這十分有利于合金的冷加工，如標(biāo)準(zhǔn)件加工的冷鐓等。

從圖2(b)可以看出，TB8鈦合金經(jīng)不同溫度固溶+520℃時效處理后，合金在(α+β)/β相變點以下固溶時，隨固溶溫度升高，強(qiáng)度呈上升趨勢，塑性迅速下降;合金在(α+β)/β相變點以上固溶時，隨固溶溫度升高，強(qiáng)度和塑性略有降低;(α+β)/β相變點以上固溶+時效處理的抗拉強(qiáng)度普遍較(α+β)/β相變點以下固溶+時效處理的抗拉強(qiáng)度要高出50～60MPa，但塑性大幅度降低;總體來看，隨著固溶溫度的升高，合金固溶+時效態(tài)強(qiáng)度呈上升趨勢，塑性則明顯降低，其固溶+時效后抗拉強(qiáng)度由1345MPa升高至1410MPa，斷面收縮率則由64%下降至11%。

通常合金經(jīng)熱變形后得到的α相稱為初生α相(α_p)，在時效過程中得到的α相稱為次生α相(α_s)。合金在固溶過程中的主要相變是α+β→β的轉(zhuǎn)變，隨加熱溫度的升高，合金中α_p相數(shù)量逐漸減少，在(α+β)/β相變點以下，由于α_p相的存在，限制再結(jié)晶后β晶粒的長大，時效強(qiáng)化后合金宏觀上表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性。而當(dāng)固溶溫度高于(α+β)/β相變點時，由于沒有α_p相的釘扎作用，晶粒會迅速長大，時效強(qiáng)化后合金表現(xiàn)為宏觀塑性變差，同時在相變點上固溶處理時，由于晶粒的長大，時效強(qiáng)化后合金強(qiáng)度也略有降低。

有理論認(rèn)為，鈦合金組織中存在大量α_p相且原始β晶粒細(xì)小時，當(dāng)試樣進(jìn)行塑性變形時，滑移首先在個別位向因子較大的α晶粒內(nèi)開動，若α_p相數(shù)量多，變形能很快分散到許多晶粒中去，而不至于在個別晶粒中引起應(yīng)力集中而開裂，因此等軸α_p相多的組織有利于較大變形的進(jìn)行，宏觀上表現(xiàn)為較好的塑性。因此在相變點下進(jìn)行固溶處理時，由于保留有一定數(shù)量的α_p相，合金在時效后表現(xiàn)出良好的塑性[11]。同時也有理論認(rèn)為，低溫固溶后進(jìn)行時效時，主要是在淬火過程中保留下來的亞穩(wěn)定β相發(fā)生分解，析出相分布均勻，故塑性好，而高溫固溶后進(jìn)行時效時，使針狀馬氏體發(fā)生分解，是在一定的界面上析出的細(xì)小分散β相，并沿一定方向排列，分布不均勻，故塑性差[12]。

時效過程中析出的彌散的α_s相是TB8鈦合金強(qiáng)化的主要機(jī)制，α_s相的形態(tài)主要呈片層狀，β型鈦合金時效后的組織中析出大量交錯排列的α_s條，條間界面能夠阻礙滑移的進(jìn)行，使變形更加困難，因此，β型鈦合金時效后較固溶態(tài)強(qiáng)度變高、塑性變差[11]。TB8鈦合金在相變點上固溶處理時，α_p相顆粒幾乎全部溶解，形成儲能較高的亞穩(wěn)定的β單項晶粒，隨后時效過程中析出片層狀α_s相數(shù)量要多于相變點下固溶的，所以相變點上固溶+時效處理的抗拉強(qiáng)度普遍較相變點下固溶+時效處理的抗拉強(qiáng)度要高。

可以看出，TB8鈦合金通過合適的溫度固溶并時效后，可以獲得1300MPa以上的抗拉強(qiáng)度及良好的塑性匹配，可用于制造有特殊服役條件要求的飛機(jī)零部件。

3、結(jié)論

1)TB8鈦合金在(α+β)/β相變點以下固溶時，顯微組織由微小的初生α相顆粒與β基體晶粒組成，且隨固溶溫度升高初生α相顆粒數(shù)量減少，β基體晶粒長大;在(α+β)/β相變點以上固溶時，獲得的組織為單一的等軸β晶粒，且隨固溶溫度升高合金β晶粒明顯長大、強(qiáng)度降低、塑性升高。

2)TB8鈦合金830℃固溶+520℃時效處理后，組織中β晶界及晶粒內(nèi)部均勻彌散析出大量次生α相顆粒。隨固溶溫度升高，固溶+時效態(tài)合金強(qiáng)度升高，塑性降低。

3)TB8鈦合金在770～830℃固溶后，具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的塑性，經(jīng)520℃時效后，綜合性能優(yōu)異，抗拉強(qiáng)度＞1300MPa，伸長率＞15%，斷面收縮率＞55%。

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