TB6钛合金等温锻后热处理工艺研究

李雪飞，黄利军，黄 旭，张明杰

(北京航空材料研究院，北京 100095)

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φ330 mm TB6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。

表1 TB6钛合金铸锭化学成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of TB6 titanium alloy ingot

采用2000T快锻机对铸锭进行开坯、改锻，最后锻造成φ320 mm的棒材。在同一根棒材上截取2件尺寸为75 mm×160 mm×180 mm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。

图1 TB6钛合金棒材的原始组织Fig.1 Original microstructure of TB6 titanium alloy bar

将TB6钛合金方形棒材和模具加热至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30 min，然后进行时效处理，时效温度在510～560 ℃，保温8 h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2 h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2 方形棒材等温锻造变形示意图Fig.2 The deformation diagram of square bar during isothermal forging

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3 TB6钛合金方棒锻后水淬及锻后空冷态的显微组织Fig.3 Microstructures of TB6 titanium alloy square bar in water quenching(a) and air cooling(b) after forging

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。

图4 1#和2#锻件时效后的显微组织Fig.4 Microstructures of 1# forging(a) and 2# forging(b) after aging

2.2 力学性能分析

表2为TB6钛合金方棒经热处理后的横、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1 200 MPa级别，横向抗拉强度都为1 150 MPa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2 TB6钛合金方棒经热处理后的拉伸性能

Table 2 Tensile properties of TB6 titanium alloy square bar after heat treatment

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

表3 1#和2#锻件时效后的平面应变断裂韧度

Table 3 Plane-strain fracture toughness of 1# forging and 2# forging after aging

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。