1、前言

鈦合金具有比強(qiáng)度高、中溫性能好，抗腐蝕性能好等一系列優(yōu)點(diǎn)。在室溫下，鈦合金的比強(qiáng)度高于高強(qiáng)鋼和高強(qiáng)鋁合金。在400～500℃內(nèi)，鈦合金的比持久強(qiáng)度、比蠕變強(qiáng)度和比疲勞強(qiáng)度都明顯高于耐熱不銹鋼。因此鈦合金在航空、航天、化工和船舶等工業(yè)部門得到廣泛應(yīng)用[1]。

TC6鈦合金為馬氏體型α+β兩相熱強(qiáng)鈦合金，是目前應(yīng)用最廣泛的Ti—Al一Mo—Cr—Fe—Si系鈦合金。Al在TC6合金中穩(wěn)定并強(qiáng)化α相；同時(shí)加入Mo和Si，增加了β相的數(shù)量，有利于熱加工和熱穩(wěn)定性的提高；Cr和Fe是β共析元素，通過強(qiáng)化 α和β相提高中等溫度下的拉伸強(qiáng)度[2]。TC6合金使用狀態(tài)一般為退火狀態(tài)，也可進(jìn)行適當(dāng)?shù)膹?qiáng)化熱處理。該合金可用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)上在400℃以下長(zhǎng)時(shí)間工作6000h和在450℃工作2000h的部件口[3]。由于鈦合金在超過β轉(zhuǎn)變溫度后，晶粒迅速 長(zhǎng)大，變形后形成魏氏組織，造成塑性和沖擊韌性的降低，因而TC6合金一般在低于β轉(zhuǎn)變溫度10～30℃變形[1,4]，鍛造溫度范圍窄，變形抗力大，本文通過不同變形溫度對(duì)組織、性能的影響，探討了提高TC6合金可鍛性的途徑。

2、試驗(yàn)

2.1材料

試驗(yàn)用材料為寶鈦股份經(jīng)3次真空自耗熔煉的TC6鈦棒，規(guī)格為φ130mm，交付狀態(tài)為退火態(tài)，退火制度為890℃×1h、空冷+600℃×2h、空冷。原材料化學(xué)成分見表1。

2.2原材料組織

原材料低倍組織致密，無可見晶粒，其低倍組織見圖1(a)。原材料顯微組織為網(wǎng)籃狀組織，所有原始β晶界已充分破碎，α相不同程度地發(fā)生扭曲，其間分布著α和β相的混合體，原材料顯微組織見圖1(b)。

2.3方法

用金相法測(cè)定了試驗(yàn)用棒材的相變點(diǎn)，β轉(zhuǎn)變溫度為940~950℃。試驗(yàn)時(shí)選用了兩個(gè)變形溫度。第一個(gè)變形溫度為930℃，低于相變點(diǎn)，即在α+β兩相區(qū)進(jìn)行變形；第二個(gè)變形溫度為950℃，稍高于相變點(diǎn)，即近β鍛造。

環(huán)形件鍛造工藝過程為：坯料加熱保溫100min，鐓餅、沖孔、擴(kuò)孔、整形，終鍛溫度大于800℃，鍛后空冷。鍛件冷卻后對(duì)鍛件進(jìn)行等溫退火處理，退火制度為：870℃×1．5 h；爐冷至650℃，保溫2h；空冷至室溫。隨后對(duì)鍛件進(jìn)行解剖分析，以確定變形溫度對(duì)鍛件組織、性能的影響。

3、結(jié)果及分析

從兩種溫度的成形過程看，950℃變形時(shí)變形抗力小于930℃時(shí)的抗力，材料流動(dòng)性和可鍛性也較好，這主要是因?yàn)殁伜辖鹩袃煞N同素異構(gòu)體，低溫下是具有密排六方晶格的α相，六方晶格組織滑移面數(shù)目有限，在低溫下塑性變形困難。隨溫度升高，六方晶格滑移面增多，塑性大大提高。當(dāng)溫度超過相變點(diǎn)進(jìn)入β相區(qū)后，金屬組織由六方晶格轉(zhuǎn)變?yōu)轶w 心立方晶格，塑性大大增加。同時(shí)合金組織由兩相組織轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗嘟M織，消除了由于各相性能不同造成的變形不均，使流動(dòng)應(yīng)力降低。在950℃和930℃兩個(gè)變形溫度成形的鍛件低倍組織都很均勻、致密，無明顯的清晰晶粒，也無其它肉眼可見的冶金缺陷。

3.1鍛件組織

顯微組織檢查發(fā)現(xiàn)，930℃變形的鍛件顯微組織為兩相區(qū)加工的均勻等軸組織，初生α相基本球化，在等軸僅基體上分布有一定數(shù)量的β組織，無明顯的原始β晶界痕跡，鍛件高倍組織見圖2(a)。

等軸α晶粒的形成過程是合金在α+β兩相區(qū)進(jìn)行變形時(shí)，原始β晶粒和α相同時(shí)產(chǎn)生塑性變形，沿金屬流動(dòng)方向被拉長(zhǎng)和破碎，隨后發(fā)生再結(jié)晶，由于α相的再結(jié)晶快于Bβ相的再結(jié)晶，從而得到球狀的α再結(jié)晶晶粒。一般認(rèn)為這樣的組織綜 合性能較好，尤其是塑性和沖擊韌性。

950℃變形的鍛件顯微組織為網(wǎng)籃組織，見圖2(b)。組織中原始β晶界未在變形過程中完全消除，但β晶界遭到一定程度的破碎，輪廓不夠完整和清晰，條狀僅相不同程度地發(fā)生扭曲，其間分布著α和β相的混合體。產(chǎn)生該組織的原因主要是 鍛造加熱溫度高于相變點(diǎn)，刻劃晶界的條狀儀相和晶內(nèi)的片狀α相是在動(dòng)態(tài)變形過程中析出，因此，沿β晶粒邊界析出的條狀α相被扭曲，被變形的片狀α相切割而變得不完整；同時(shí)晶內(nèi)的片狀α相被變形拉長(zhǎng)和扭曲，改變了原來的規(guī)則位向和平行排列，形貌趨近于條狀，其間保留著α+β的混合體。一般認(rèn)為這樣的組織熱強(qiáng)性較好，室溫塑性比等軸 組織有所降低，但能提高斷裂韌性、高溫持久和高溫蠕變性能[2,4]。

3.2鍛件力學(xué)性能

由于TC6合金普通退火后的空冷過程中亞穩(wěn)定的β相會(huì)部分地分解而形成兩相組織，這種組織不穩(wěn)定，并在合金的使用溫度下趨于完全分解。等溫退火處理能夠保證TC6合金獲得最穩(wěn)定的α+β組織，保證在工作溫度的長(zhǎng)時(shí)間過程中有較高的強(qiáng) 度和最高的塑性和最好的熱穩(wěn)定性，這也是高溫下長(zhǎng)時(shí)間工作零件采用的基本熱處理制度[5]。鍛件室溫力學(xué)性能測(cè)試數(shù)據(jù)見表2。

表2來看，在α+β兩相區(qū)的930℃變形和在β單相區(qū)的950℃變形，強(qiáng)度和沖擊韌性相近，沒有顯著差別。塑性略有下降，950℃變形比930℃變形的δ₅，和ψ有所降低，特別是面縮率ψ，這與組織的變化是相對(duì)應(yīng)的。930℃變形獲得的是等軸組織，這種組織有極好的塑性。同時(shí)，兩相區(qū)變形初生α相含量更高(見圖2)，而α相對(duì)拉伸塑性起著重要作用。

拉伸變形較小時(shí)，在等軸α和變形β的相界面上產(chǎn)生空洞；隨著拉伸變形程度的增加，在必須穿過基體之前，這些空洞沿著相界面長(zhǎng)大。α相顆粒對(duì)空洞長(zhǎng)大起著阻礙作用，初生α相顆粒越多，平均自由程越短，空洞長(zhǎng)大遇到的阻礙越大。因此，拉伸試樣在斷裂前產(chǎn)生更大的變形，從而獲得更高的拉伸塑性[2]。雖然950℃變形的鍛件室溫塑性有降低，但 比一般鍛件標(biāo)準(zhǔn)要求的(δ₅≥8％和ψ≥20％)高得多，使用中有很大的富裕量。

在930℃變形和950℃變形鍛件的高溫力學(xué)數(shù)據(jù)沒有顯著差異，這兩個(gè)溫度變形對(duì)高溫力學(xué)性能沒有太大影響。

4、結(jié)論

(1)TC6合金在稍高于β相變點(diǎn)進(jìn)行近β鍛造，可降低變形抗力，提高可鍛性。

(2)TC6合金在稍高于β相變點(diǎn)的單相區(qū)變形，得到的顯微組織為網(wǎng)籃狀組織；而在α+β兩相區(qū)成形，得到的組織為等軸組織。

(3)TC6合金近β鍛造和α+β兩相區(qū)鍛造的常規(guī)室溫、高溫力學(xué)性能沒有明顯差異，因此適當(dāng)提高變形溫度，采用稍高于β相變點(diǎn)的近β鍛造可以在保證力學(xué)性能的情況下，提高合金的可鍛性。

參考文獻(xiàn)

1中國機(jī)械工程學(xué)會(huì)鍛壓學(xué)會(huì)．鍛壓手冊(cè)(第一卷)．北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2002：283—324

2王金友，葛志明，周彥邦．航空用鈦合金．上海：上?？茖W(xué)技術(shù)出版社，1985：113～221

3《中國航空材料手冊(cè)》編輯委員會(huì)．中國航空材料手冊(cè)(第四卷)．北京：中國標(biāo)準(zhǔn)出版社，2002：132—146

4《鍛壓技術(shù)手冊(cè)》編委會(huì)．鍛壓技術(shù)手冊(cè)．北京：國防工業(yè)出版社，1989：244～254

5布魯克斯C R．有色合金的熱處理、組織和性能．北京：冶金工業(yè)出版社，1988：360—387