隨著航空航天工業(yè)的迅猛發(fā)展，新型高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)對(duì)高溫鈦合金提出了越來(lái)越高的要求，為此，世界各國(guó)都在競(jìng)相發(fā)展600℃及以上高溫長(zhǎng)時(shí)間使用的高溫鈦合金，例如英國(guó)的 IMI834 合金，美國(guó)的 Ti1100、Ti-6242S 合金，俄羅斯的BT36合金以及中國(guó)的Ti60、Ti600合金等。Ti60合金是由寶鈦集團(tuán)和中科院金屬研究所聯(lián)合研制的一種Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-Ta-Si系近α型的600℃高溫鈦合金。該合金用高合金化、和復(fù)合強(qiáng)化方式，在Ti-Al-Sn-Zr的基礎(chǔ)上同時(shí)加入一定量的Ta、Nb及Mo三種同晶型高熔點(diǎn)的β穩(wěn)定元素，通過(guò)這三種穩(wěn)定元素與α穩(wěn)定元素Al及中性元素Sn和Zr等合金元素搭配和共同作用，使合金成為集細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和第二相（α2和硅化物）彌散強(qiáng)化于一身的多元復(fù)合強(qiáng)化的一種熱強(qiáng)鈦合金。塑性成形結(jié)構(gòu)件的顯微組織狀態(tài)決定其使用性能，材料的顯微組織是由材料變形時(shí)的變形溫度及變形量以及隨后的熱處理制度所決定。本文作者主要研究了變形溫度對(duì)Ti60鈦合金Φ350mm大規(guī)格棒材的顯微組織、力學(xué)性能及探傷水平的影響，在研究該合金大規(guī)格棒材變形工藝的同時(shí)，也為該合金棒材的擴(kuò)展應(yīng)用提供了設(shè)計(jì)數(shù)據(jù)。

1、?實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)采用寶鈦集團(tuán)真空自耗電弧爐3次熔煉的Ti60合金鑄錠（Ф700mm），其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/wt%）滿足 ：5.2 ～ 6.2Al、3.0 ～ 4.5Sn、2.5 ～ 4.0Zr、0.2 ～ 1.0Mo、0.20 ～ 0.6Si、0.20 ～ 1.5Ta、0.20 ～ 0.7Nb、0.02 ～ 0.08C，余量為T(mén)i。采用金相法測(cè)得該合金相變點(diǎn)（α+β）/β為 ：1040 ～ 1050℃。

1.2 實(shí)驗(yàn)方案

鑄錠在單相區(qū)采用鐓拔工藝進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，變形量控制在60 ～ 80%，同樣采用鐓拔工藝在α+β兩相區(qū)進(jìn)行中間鍛造，變形量控制在50 ～ 70%。在坯料上切取相同規(guī)格的兩塊試驗(yàn)料，利用相同的加熱和鍛造設(shè)備，采用A、B（見(jiàn)表1）兩種鍛造工藝生產(chǎn)Φ350mm的Ti60大規(guī)格棒材。在棒材本體上切取Ф350×20mm的試樣片，試樣片經(jīng)1020℃ /2h，AC+700℃ /2h,AC熱處理。利用OLYMPUSGX71金相顯微鏡對(duì)棒材邊部、3R/4、R/2、R/4及心部的五個(gè)部位處的橫，縱向顯微組織進(jìn)行觀察。金相試樣腐蝕劑為V（HF）∶V(HNO₃)∶(H₂O)=1∶3∶10。在試片R/2位置取弦向，力學(xué)性能試樣進(jìn)行室溫拉伸、高溫拉伸、熱穩(wěn)定和蠕變性能測(cè)試，熱穩(wěn)定性能測(cè)試，采用試樣熱暴露方式。

2、?實(shí)驗(yàn)結(jié)論與討論

2.1 鍛造工藝對(duì)顯微組織的影響

兩種鍛造工藝所生產(chǎn)棒材熱處理后的顯微組織如圖1 ～ 4所示。熱處理后，兩種鍛造工藝的生產(chǎn)的棒材的組織類(lèi)型均為均勻的雙態(tài)組織，其原始β晶粒得到充分破碎，這說(shuō)明兩種變形工藝變形量足夠充分。

從圖1、3可以看出方案A各部位組織較為均勻，縱、橫向組織無(wú)明顯差異，初生α相以球狀、條狀存在，大小差異較大，邊界為毛刺狀，相互之間存在未斷開(kāi)現(xiàn)象，體積分?jǐn)?shù)約為20%。由圖2、4可以看出方案B各部位的縱、橫向組織無(wú)明顯差異，初生α相以球狀存在，且邊界清楚，相互之間基本斷開(kāi)，除了少部分較小外，其余大小相近，體積分?jǐn)?shù)約為30%。

造成兩種鍛造方案棒材顯微組織差異的主要原因是變形溫度，方案B變形溫度高于方案A,方案B在加熱過(guò)程中儲(chǔ)備的能量高于方案A，相對(duì)于方案A來(lái)說(shuō)，方案B的相界擴(kuò)散能力強(qiáng)，晶界活動(dòng)性大，原子擴(kuò)散能力強(qiáng)，晶界移動(dòng)速率大，這就使得大晶粒吞并附近的小晶粒能力增加，而使晶粒尺寸增加而數(shù)量減少，初生ɑ相間充分?jǐn)嚅_(kāi)，其形狀更趨于等軸狀。

2.2 鍛造工藝對(duì)力學(xué)性能的影響

表2 ～ 3為兩種工藝所生產(chǎn)棒材R/2處弦向的室溫、高溫拉伸及熱穩(wěn)定性能。由測(cè)試結(jié)果可以看出方案A各項(xiàng)性能指標(biāo)均優(yōu)于方案B。

圖1 A方案Ti60鍛棒不同部位的橫向顯微組織

圖2 B方案鍛棒不同部位的橫向顯微組織

圖3 A方案鍛棒不同部位的縱向顯微組織

圖4 B方案鍛棒不同部位的縱向顯微組織

由顯微組織可以看出，方案A所得到組織中的原始β晶粒及初生α相的尺寸明顯小于方案B,初生α相以大小不一的且不規(guī)則的球狀、條狀存在。鈦合金機(jī)械性能受顯微組織的影響較大，M.A Greenfield[1]指出α相顆粒之間的平均自由路程（λ）對(duì)合金的拉伸塑性起著重要的作用，拉伸變形較小時(shí)，在等軸α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織間的相界面上易形成空洞，隨著拉伸變形程度的增加，這些空洞沿著相面長(zhǎng)大，α相顆粒對(duì)空洞長(zhǎng)大起到阻礙作用，初生α相顆粒越多，平均自由路程越短，空洞長(zhǎng)大過(guò)程中遇到的阻礙就越多，因此，拉伸試樣在斷裂前產(chǎn)生更大塑形變形，從而獲得更高的拉伸塑形。作者還認(rèn)為，在兩個(gè)α相顆粒之間，空洞沿著片狀α集團(tuán)的邊界長(zhǎng)大，α相顆粒的數(shù)量越多，他們之間的平均自由路程（λ）越短，且β轉(zhuǎn)變組織中的α和β片層較薄，長(zhǎng)度較短，擁有更多的相界面，空洞長(zhǎng)大過(guò)程中遇到的阻礙就越大，拉伸試樣在斷裂前產(chǎn)生更大塑性變形，故拉伸塑性更高。這就很好的解釋了方案A拉伸塑形優(yōu)于方案B的原因。

表4所列為兩種工藝生產(chǎn)的棒材R/2處弦向的蠕變性能。測(cè)試結(jié)果顯示，方案A蠕變性能略?xún)?yōu)于方案B。影響該合金蠕變性能的關(guān)鍵因素是合金成分微區(qū)分布與相界/晶界密度以及第二強(qiáng)化相[2-4] 。本次試驗(yàn)兩種方案所用材料化學(xué)成分微區(qū)分布基本相同，采用熱處理制度相同，第二強(qiáng)化相對(duì)其影響基本相同。從圖1 ～ 4的顯微組織可以看出，方案A的相界及晶界密度明顯大于方案B, 即相界面/晶界面密度是造成方案A方案優(yōu)于B的主要原因。

2.3 鍛造工藝對(duì)探傷的影響

兩種棒材的超聲波檢驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表5。由表5可見(jiàn)，方案A結(jié)果明顯高于方案B.超聲波在介質(zhì)中傳播遵循波的共同傳播規(guī)律，在傳播過(guò)程中如果遇到障礙物，就可能對(duì)波的傳播產(chǎn)生影響，并且這種影響與障礙物的大小有密切關(guān)系，如果障礙物的尺寸遠(yuǎn)小于超聲波的波長(zhǎng)，則障礙物對(duì)超聲波的傳播幾乎不產(chǎn)生影響 ；相反障礙物的尺寸與超聲波的波長(zhǎng)相當(dāng)或遠(yuǎn)大于超聲波的波長(zhǎng)時(shí)，超聲波將發(fā)生散射、反射和透射。本次實(shí)驗(yàn)采用接觸法利用CTS-23B型超聲波探傷儀和單探頭4P14行檢驗(yàn)。超聲波平率為5MHZ,波長(zhǎng)約為1.2mm。由顯微組織圖1 ～ 4看，方案A組織晶粒及初生α相顆粒明顯小于方案B，方案A組織晶粒大小均勻，基本在50um左右，初生α相顆粒直徑在15 ～ 30um，方案B組織晶粒較大，并且各部位均勻性差，各部位存在明顯差異，個(gè)別晶粒尺寸達(dá)到300um，初生α相顆粒基本為直徑40 ～ 50um。由顯微組織可以看出，兩種方案組織中的初生α相晶粒直徑遠(yuǎn)小于超聲波的波長(zhǎng)，不是引起方案B雜波水平較高的主要原因，或者說(shuō)在這兩種方案下的顯微組織，初生α相顆粒大小對(duì)超聲檢驗(yàn)雜波水平的影響可以忽略。

造成方案B雜波水平較高的主要原因是組織中的原始β晶粒，組織存在粗大的晶粒及各部位組織不均勻影響了超聲波的傳播，造成雜波水平較高。

3?、結(jié)語(yǔ)

Ti60鈦合金Φ350mm規(guī)格棒材采用Tβ-40℃進(jìn)行α+β兩相區(qū)鍛造，其組織晶粒更細(xì)小均勻，力學(xué)性能及探傷水平均優(yōu)于采用Tβ-20℃進(jìn)行α+β兩相區(qū)鍛造的棒材。

參考文獻(xiàn)：

[1] M.A Greenfield，c.m.Pierce,J.A.Hall,The effect of Microstructure on the control of Mechanical Properties in alpha-beta Titanium Alloys, Titaninm Science and Technology,vol.3,Plenum Press, 19973, pp2081 ～ 2096 .

[2] ES-SOUNI M.Creep deformation behavior of three high-temperature near α-Ti alloys[J]. Metall Mater Trans A,2001,2A:285-293.

[3] EVANS W J. Optimizing mechanical properties in alpha+betatitanium alloys[J]. Mater Sci Eng A,1998,243:89-96.

[4] DOWSON A L, HOLLIS A C,BEAVERS C J. The effect of the alpha-phase volume fraction and stress ration on the fatigue crack growth characteristics of the near-alpha IMI 843Ti alloys[J].Int J Fatigue,1992,14:261-270.