熱處理制度對于TC6 鈦合金顯微組織和性能的影響

歐笑笑，傅 開，蔡東穎，宋蕊池，段曉輝，王麗瑛，周 娜

（寶雞鈦業(yè)股份有限公司，陜西 寶雞 721014）

TC6 鈦合金是一種綜合性能良好的馬氏體型（α+β）兩相鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-1.5Cr-2.5Mo-0.5Fe-0.3Si。該合金主要用于制造飛機壓氣機葉片、渦輪盤等重要零部件和一些承力構件，可以在400-450℃的條件下長期工作，具有很廣泛的應用前景。TC6 鈦合金中含有α 穩(wěn)定元素Al、同晶形β 元素Mo 和共晶形β 元素Cr、Fe 和Si，可通過熱處理有效強化和提高合金的力學性能[1，2]。

目前，TC6 鈦合金熱處理方式主要有普通退火和等溫退火兩種，等溫退火高溫區(qū)冷卻過程又分為隨爐冷卻和轉爐冷卻兩種方式。本文主要研究等溫退火中的隨爐冷卻和轉爐冷卻兩種方式，以及轉爐時間對其顯微組織、室溫及高溫性能的影響，從而進一步明確熱處理制度對TC6 鈦合金顯微組織和力學性能的影響規(guī)律，以便為實際生產提供更多數據依據。

1 實驗

實驗采用經三次VAR（真空自耗）熔煉的Ф720mm 的TC6 鈦合金鑄錠，其化學成分如表1 所示。經金相法測定，本次實驗用TC6 鈦合金棒材的β 轉變溫度為981℃。

表1 TC6 鈦合金鑄錠的化學成分（wt%，質量分數）

鑄錠在加熱保溫后，經開坯鍛造和多火次中間鍛造，最終經機加后得到Ф150mm 成品棒材。棒材熱鍛態(tài)的顯微組織如圖1所示。可以看出，TC6 鈦合金棒材熱鍛態(tài)的組織為典型的等軸組織，在β 基體上均勻的分布著顆粒狀或短棒狀的初生α 相，晶內存在少量的次生α 析出相。本次實驗選用6 種不同的熱處理方式對試樣進行熱處理，具體熱處理制度見表2。

圖1 TC6 鈦合金棒材的R（熱鍛）態(tài)顯微組織

表2 TC6 鈦合金棒材等溫退火工藝

試樣坯經上表6 種方案熱處理之后，分別對其顯微組織、室溫拉伸及高溫拉伸性能進行檢測，分析和研究不同的熱處理制度對TC6 鈦合金棒材顯微組織和力學性能的影響。

2 實驗結果與討論

2.1 熱處理制度對顯微組織的影響

經表2 所列的6 種熱處理制度處理后，棒材的顯微組織如圖2 所示?？梢钥闯觯泿追N方案熱處理后，棒材的顯微組織仍然為等軸組織，只是在相的比例和形態(tài)上具有一定的差異。其中，圖2a）較其他圖的α 相含量明顯偏多，即隨爐冷和轉爐冷兩種方式相比，隨爐冷后組織中的α 相要多于轉爐冷的α 相含量。分析后認為，這是因為隨爐冷的過程冷卻速度極為緩慢，致使整個冷卻時間較長，在緩慢的冷卻過程中，棒材中的次生α相析出較多，并在緩慢的冷卻過程中不斷的增厚長大，甚至存在部分次生α 相相互融合球化的現象。因此，從顯微組織上是增加了α 相的總含量。而轉爐冷卻時，因為是直接將試樣放入低溫爐中，相比隨爐冷過程，在第一重熱處理后轉爐冷卻的速度快、時間短，轉爐后組織中的次生α 相析出和長大增厚的時間均有限，次生α 相仍為層片狀，因此，顯微組織看起來與熱鍛態(tài)的差異不大。

對比圖2b）～f）可以看出，等溫退火的轉爐時間對顯微組織形貌有一定的影響。當轉爐時間為30s 時，初生α 含量幾乎與鍛態(tài)相當，但原β 基體上析出較多的次生α 相發(fā)生了明顯的溶解現象，因轉爐時間較快，冷卻過程較短，因此組織中未析出大量次生α 相，具體見圖2b）；當轉爐時間為2min 時，初生α 與鍛態(tài)相比較含量略有減少，β 基體上析出大量針狀的次生α 相，具體見圖2c）。分析認為，此時相當于2min 的空冷過程，冷卻速度較快，形成了亞穩(wěn)定的β 相，試樣坯在未完全冷卻的過程中又再次被加熱，相當于增加了第一重熱處理的冷卻過程，在后續(xù)的低溫時效過程中亞穩(wěn)定的β 相發(fā)生溶解，析出針狀的次生相，α 含量有所降低。但當轉爐時間為5min 時，由于第一重熱處理后的試樣基本已經完全冷卻，且試樣坯的冷卻速度較快，因此β 基體上未發(fā)現明顯的析出α相。此時再延長轉爐時間也對組織形貌無較大影響，具體見圖2d）、e）和f）。

圖2 不同熱處理后的TC6 鈦合金棒材的顯微組織

2.2 熱處理制度對力學性能的影響

一般情況下，α 與β 的比例、α 相的形貌和大小決定著合金的性能[3]。由圖3 可以看出，隨爐冷a)、轉爐冷b)兩種熱處理方式相比而言，轉爐冷卻后強度增加，塑性差異不大。由于隨爐冷卻時，β 相中的次生相的析出較多，初生α 相的含量較高，次生α 相片層較厚，合金的強度主要取決于α 和β 兩相的晶粒大小，所以強度較低。而轉爐冷卻時的初生α 相含量雖與隨爐冷卻的相當，但由于冷卻速度快，次生α 相析出較少，層片較薄，使合金得到強化[4]；而等軸狀的α 相可以協調金屬變形，提高塑性[5]。因此雖然強度增加，但其塑性并未發(fā)生較大改變。

隨著轉爐時間的延長，棒材強度會先增強后降低，延伸率會先降低后增加。在轉爐時間為5min 時室溫強度和400℃高溫強度均達到峰值，具體見圖3。之后隨著轉爐時間的延長，強度逐漸減小，延伸率逐漸增加，達到一定程度后不再改變。轉爐過程相當于在等溫退火時有了一定時間的空冷，由于此時冷卻速度較快，在這一過程中會形成亞穩(wěn)定的β 相。當轉爐的時間較短時，亞穩(wěn)定的β 相含量較少，在后續(xù)的低溫時效過程中亞穩(wěn)定的β 相會發(fā)生溶解，析出次生相，合金得到強化；但隨著空冷時間的進一步延長，亞穩(wěn)定的β 相含量增加，時效過程中先溶解的次生相晶粒會逐漸長大，使合金的抗拉強度有所降低，延伸率有所增加，但此時強度仍然大于隨爐冷卻時的強度。

圖3 不同退火制度后的力學性能對比

3 結論

（1）TC6 鈦合金在等溫退火時，爐冷后析出的次生α 相片層較厚，轉爐后析出的次生α 相為短棒狀和等軸狀。

（2）棒材等溫退火時，轉爐相比爐冷的室溫及高溫抗拉強度提高，延伸率有所降低。

（3）隨著轉爐過程時間的延長，合金的抗拉強度先升高后降低，延伸率先降低后升高，在轉爐時間為5 分鐘時，合金有較好的強度與塑性的匹配。