TC6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。該合金室溫、高溫力學(xué)性能、疲勞壽命等綜合性能良好;可在400 ~450 ℃下長(zhǎng)期工作,主要用于制造壓氣機(jī)盤和葉片等零件,具有廣泛的應(yīng)用前景[1-3]TC6合金的組織和性能對(duì)熱處理方式及熱處理制度很敏感;目前根據(jù)合金鍛件的用途,常用的熱處理方式有普通退火和等溫退火;其中普通退火常用于結(jié)構(gòu)件的熱處理,而等溫退火主要適用于發(fā)動(dòng)機(jī)零件對(duì)400 ℃以上高溫長(zhǎng)時(shí)間使用性能提出的要求。鈦合金產(chǎn)品的微觀組織隨熱處理參數(shù)范圍的不同而有著不同的演變過程,最終影響到產(chǎn)品的性能。通過研究鈦合金熱處理過程中合金微觀組織演變規(guī)律及合金力學(xué)性能的變化趨勢(shì),對(duì)優(yōu)化鈦合金熱處理工藝參數(shù)﹑預(yù)測(cè)和提高鈦合金產(chǎn)品力學(xué)性能具有重要的意義[49]

本文通過研究TC6合金的普通退火和等溫退火過程,深入分析退火過程中合金微觀組織的演變過程及退火溫度對(duì)合金微觀組織的影響;進(jìn)而分析微觀組織對(duì)合金力學(xué)性能的影響;最終確定退火溫度、微觀組織和力學(xué)性能之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系。深入理解合金的退火過程,優(yōu)化合金退火溫度,為TC6合金鍛件的熱處理過程提供依據(jù)。

試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為合金鑄錠經(jīng)開坯及多火次鍛造得到的1 30 mm棒材,其化學(xué)成分如表1所示,微觀組織為典型的雙態(tài)組織(如圖1),采用金相法測(cè)得相變點(diǎn)為970 ~975 ℃。在棒材上分別切取長(zhǎng)度為75 mm的棒坯和 10 mm x 10 mm x 70 mm的試樣坯;其中棒坯用于普通退火,試樣坯用于等溫退火,退火制度如表2所示。棒坯和試樣坯熱處理后,在JSM-6460掃描電鏡上完成顯微組織觀察,在 Instron5581型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上完成性能測(cè)試。

退火溫度對(duì)微觀組織的影響

圖2是TC6合金棒坯在800 ~920℃普通退火后的微觀組織形貌。由圖2中可以看出,800℃和825℃下的普通退火對(duì)合金的微觀組織形貌影響不大,微觀組織和合金原始組織基本一致,呈現(xiàn)為典型的雙態(tài)組織;其中存在少量斷續(xù)的晶界α相。當(dāng)退火溫度升高到850℃時(shí),微觀組織發(fā)生顯著變化,斷續(xù)晶界消失，存在少量寬厚的次生α相片層;細(xì)小的次生α相因溶入基體相而消失。當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高到870℃時(shí)，次生α相變粗變少,長(zhǎng)大為鏈狀和短棒狀,并開始形成新的細(xì)長(zhǎng)晶界。當(dāng)退火溫度升高到900℃時(shí),顯微組織開始發(fā)生再結(jié)晶,β晶粒逐漸長(zhǎng)大,吞并晶界上的α相,α相含量減少,形態(tài)變得不規(guī)則。此時(shí),β晶粒中開始析出新的針狀組織。隨著退火溫度繼續(xù)升高到920℃,再結(jié)晶效果明顯;β晶粒繼續(xù)吞并晶界上的α相,使α相含量明顯減少,其中大部分位于晶粒交界處;同時(shí),β晶粒尺寸增加,晶粒間出現(xiàn)明顯的晶界,晶粒內(nèi)出現(xiàn)清晰的細(xì)長(zhǎng)針狀組織。

圖3是 TC6合金試樣坯在850 ~940℃等溫退火后的微觀組織形貌。由圖3中可以看出,當(dāng)退火溫度為850℃時(shí),初生α相含量和原始組織相當(dāng);而次生α相在爐冷過程中發(fā)生等軸化,為細(xì)小的等軸和短棒狀的混合組織。當(dāng)退火溫度升高到870℃時(shí),較高的退火溫度和較長(zhǎng)的爐冷過程,為次生α相長(zhǎng)大提供了能量;次生α相充分長(zhǎng)大,部分尺寸接近初生α相;此時(shí),等軸α相含量明顯增多。隨退火溫度繼續(xù)升高到900 ℃ ,次生α相充分長(zhǎng)大并等軸化,和初生α相在形態(tài)上基本一致,均呈現(xiàn)為等軸α相。當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高到920 ℃,合金微觀組織形態(tài)無明顯變化。當(dāng)退火溫度升高到940℃,合金微觀組織顯著的變化是等軸α相的長(zhǎng)大,尺寸較原始組織增大約40% 。

退火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖4( a)是TC6合金棒坯在800 ~920℃普通退火后的室溫拉伸性能。由圖4( a)中可以看出,隨退火溫度的升高,合金抗拉強(qiáng)度呈拋物線形變化。隨退火溫度從800℃升高到850 ℃ ,合金抗拉強(qiáng)度從1060 MPa逐漸升高到1090 MPa;當(dāng)退火溫度升高到870℃,其強(qiáng)度達(dá)到最大值。后續(xù)隨退火溫度的升高,合金抗拉強(qiáng)度逐漸降低。而合金的塑性隨退火溫度的變化基本保持不變。在這一過程中,合金微觀組織的變化分為兩個(gè)階段,前期為細(xì)小次生α相的溶解和寬厚次生α相的長(zhǎng)大,后期為β晶粒的形成及長(zhǎng)大。寬厚次生α相的形成,增加了位錯(cuò)越過α相的阻力,使其在相界處富集,進(jìn)而使合金室溫拉伸強(qiáng)度升高。而后期隨晶界的形成,合金更傾向于沿晶斷裂,從而使合金強(qiáng)度急劇降低l10]。

圖4(b)是 TC6合金試樣坯在850 ~ 940℃等溫退火后的力學(xué)性能。由圖4(b)中可以看出,隨退火溫度的升高,合金抗拉強(qiáng)度呈臺(tái)階式降低。當(dāng)退火溫度在850℃和870℃時(shí),合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值1O0O0 MPa;隨退火溫度的降低,抗拉強(qiáng)度繼續(xù)降低,在900℃和920℃時(shí)降低至950 MPa附近;隨后繼續(xù)降低,直至940℃時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到低值約930 MPa。而退火溫度的降低對(duì)合金塑性的影響不大。這一過程中,合金微觀組織的主要變化是次生α相的粗化及等軸化,使等軸α相含量增多、尺寸增大。這一變化使合金中兩相的界面面積減少,進(jìn)而減弱了第二相的強(qiáng)化效果,最終使合金的抗拉強(qiáng)度降低。

結(jié)論

1)普通退火中,隨退火溫度的升高, TC6合金微觀組織中細(xì)小的次生α相逐漸溶入基體相而消失,粗大的次生α相繼續(xù)長(zhǎng)大;最后合金發(fā)生再結(jié)晶,形成新的β晶粒并逐漸長(zhǎng)大,在β晶粒內(nèi)部析出新的針狀組織。

2)等溫退火中,隨退火溫度的升高, TC6合金微觀組織中次生α相發(fā)生等軸化,由最初的片層組織長(zhǎng)大為尺寸接近初生α相的等軸α相;等軸化后隨退火溫度的升高,等軸α相尺寸顯著增加。

3)普通退火中隨退火溫度的升高, TC6合金抗拉強(qiáng)度呈拋物線形變化;并在850℃和870℃附近達(dá)到最大值約1090 MPa。在等溫退火中隨退火溫度的升高，TC6合金抗拉強(qiáng)度呈臺(tái)階式降低。當(dāng)溫度在850℃和870℃時(shí),TC6合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值約1000 MPa。