引言

TB6鈦合金因具有較高的比強(qiáng)度、優(yōu)異的疲勞性能以及較強(qiáng)的抗應(yīng)力腐蝕能力，在航空航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用［1－4］。TB6作為近β型鈦合金，淬透性很高，淬透層深度可達(dá)50mm以上［5－6］，這意味著TB6鈦合金可以制成尺寸較大的鍛件。但是較大尺寸的鈦合金棒材變形時(shí)，容易出現(xiàn)局部過熱，導(dǎo)致內(nèi)部組織出現(xiàn)不均勻現(xiàn)象。這主要是因?yàn)樽冃芜^程中的塑性變形功除了小部分以彈性變形能的形式存儲在變形體中以外，絕大部分都轉(zhuǎn)換成熱能［7］，而鈦合金傳熱系數(shù)較小，導(dǎo)致鈦合金內(nèi)部區(qū)域有較大溫升［8－9］。棒材內(nèi)部的溫升使得心部區(qū)域的實(shí)際變形溫度高于工藝溫度，甚至可能超過相變點(diǎn)，內(nèi)部就會生成非等軸的微觀組織，從而導(dǎo)致棒材橫截面組織與性能的不均勻。

國內(nèi)外學(xué)者對如何減少鈦合金組織與性能的不均勻性做了很多研究，提出了諸如對變形模具加熱、降低變形速率、采用近等溫鍛造［10－12］等改進(jìn)措施，但是關(guān)于過熱區(qū)對大規(guī)格鈦合金棒材組織與性能影響的研究較少。隨著TB6鈦合金作為結(jié)構(gòu)件在直升機(jī)、客機(jī)、戰(zhàn)斗機(jī)等領(lǐng)域的應(yīng)用越來越廣泛，對大規(guī)格TB6鈦合金棒材的需求越來越迫切。因此，本研究對實(shí)際生產(chǎn)過程中內(nèi)部出現(xiàn)過熱的大尺寸TB6鈦合金棒材進(jìn)行取樣研究，通過組織觀察與力學(xué)性能測試，考察過熱區(qū)對大尺寸TB6鈦合金棒材組織與性能的影響，為大尺寸TB6鈦合金棒材的研發(fā)與應(yīng)用提供參考。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料取自北京航空材料研究院鈦合金研究室熔煉的φ330mm的TB6鈦合金鑄錠。鑄錠以0級海綿鈦、中間合金為原料，通過3次真空自耗熔煉而成，其化學(xué)成分見1。鑄錠經(jīng)過開坯、改鍛，最終獲得橫截面尺寸為210mm×210mm的TB6鈦合金方形棒材。對棒材進(jìn)行755℃×2h/WQ+515℃×8h/AC熱處理。

取樣示意圖如圖1所示。在橫向截面上從邊緣到心部依次截取橫向拉伸試樣(標(biāo)距尺寸為5mm×25mm)，依據(jù)GB/T228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》，采用5887-E2-G1萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)拉伸測試;在邊緣與心部分別取寬40mm、厚10mm的疲勞裂紋擴(kuò)展C(T)試樣，依據(jù)GB/T6398—2000《金屬材料疲勞裂紋擴(kuò)展速率試驗(yàn)方法》，采用MTS370-50KN電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展速率測試;在邊緣與心部分別取寬40mm、厚20mm的斷裂韌度C(T)試樣，依據(jù)GB/T4161—2007《金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌度KⅠC試驗(yàn)方法》，采用MTS370-250KN電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行平面斷裂韌度測試。依據(jù)GB/T231.1—2009《金屬布氏硬度試驗(yàn)》，采用BＲIN400D硬度試驗(yàn)機(jī)從邊緣到心部間隔10mm依次測量布氏硬度。在橫截面上間隔5mm依次取10mm×10mm×15mm金相試樣，采用DM3000M金相顯微鏡觀察顯微組織。在棒材中間部位取低倍試樣，觀察橫截面低倍組織。

圖 1 取樣位置示意圖

Fig. 1 Sketch map of test sample positions

2、結(jié)果與分析

2.1低倍組織

圖2為TB6鈦合金棒材橫截面低倍組織。從圖中可以看出，截面整體上晶粒較細(xì)，無偏析、夾雜、裂紋、縮孔氣孔等冶金缺陷，也沒有明顯的條紋、亮點(diǎn)，但在心部出現(xiàn)一個(gè)稍微發(fā)亮的過熱區(qū)域，大致呈正方形。過熱區(qū)面積約占橫截面總面積的18.4%。

圖 2 TB6 鈦合金棒材低倍照片

Fig. 2 Macrograph of the TB6 titanium alloy bar

2.2顯微組織

TB6鈦合金棒材正常區(qū)域內(nèi)，不同部位(以距表面的深度H表示)的金相照片如圖3所示。可以看出，距TB6鈦合金棒材表面深度60mm以內(nèi)的區(qū)域，顯微組織由β基體和球狀初生α相組成，晶界α相被充分破碎，屬于正常顯微組織。距棒材表面深度為50～60mm的區(qū)域，α相球化程度更高，α相尺寸明顯增大(圖3c)。TB6鈦合金棒材過熱區(qū)不同部位的顯微組織如圖4所示。在深度為65mm以上的心部區(qū)域，α相呈長條、集束狀交錯(cuò)排列，為針狀網(wǎng)籃組織。心部區(qū)域溫度較高，冷卻速度較慢，產(chǎn)生的過冷度較小，故α相再結(jié)晶的晶核只能在晶界上形成。與此同時(shí)心部變形量較大，晶粒與晶界充分破碎，可供α相形核的位置及數(shù)量較多，這就導(dǎo)致生成的α相相互交錯(cuò)，生成針狀網(wǎng)籃組織，最終形成如圖1中所示亮白的過熱區(qū)。在深度為65～75mm的區(qū)域，其顯微組織中仍可見零星分布的顆粒狀α相，鑲嵌在網(wǎng)籃組織當(dāng)中。深度大于80mm的心部區(qū)域，則完全沒有顆粒狀α相，并且網(wǎng)籃組織更為致密。

圖 3 TB6 鈦合金棒材正常區(qū)域不同部位的金相照片: (a)H =20 ～30 mm; (b)H =35 ～45 mm; (c)H =50 ～60 mm

Fig. 3 Metallographs of TB6 titanium bar at different positions in normal zone: (a)H =20 ～30 mm; (b)H =35 ～45 mm;(c)H =50 ～60 mm

TB6鈦合金棒材一般需要經(jīng)過固溶與時(shí)效處理后使用，因合金所含β穩(wěn)定元素較多，β相晶格轉(zhuǎn)變阻力較大，所以固溶時(shí)會生成過飽和不穩(wěn)定β相，該β相在時(shí)效過程中會逐步分解成彌散分布的α強(qiáng)化相與殘余β相。美國AMS4986標(biāo)準(zhǔn)中Ti-1023合金(對應(yīng)國內(nèi)牌號TB6)的淬透層深度≥50.8mm(2.0inches)［5］，文獻(xiàn)［6］中尺寸為165mm×179mm的TB6鈦合金方棒淬透層深度可以達(dá)到67.5mm。根圖3與圖4，尺寸為210mm×210mm的TB6鈦合金棒材的淬透層深度約為60mm。可以看出，TB6鈦合金棒材尺寸增大，淬透層深度并不一定增大。

圖 4 TB6 鈦合金棒材過熱區(qū)不同部位的金相照片: (a、d)H =65 ～75 mm; (b、e)H =80 ～90 mm; (c、f)H =95 ～105 mm

Fig. 4 Metallographs of TB6 titanium bar at different positions in over-heated zone: (a，d)H =65 ～75 mm;(b，e)H =80 ～90 mm; (c，f)H =95 ～105 mm

這主要是因?yàn)榘舨某叽绲脑龃笫沟眯牟繜崃可l(fā)更慢，固溶時(shí)心部區(qū)域不能獲得足夠的冷卻速度，在臨界冷卻速度以下的區(qū)域就不能生成亞穩(wěn)β相，而是直接生成α+β相。

2.3力學(xué)性能

TB6鈦合金棒材不同部位的拉伸性能和布氏硬度如圖5所示。可以看出，從邊緣到心部，TB6鈦合金強(qiáng)度呈下降趨勢，塑性呈上升趨勢，其中抗拉強(qiáng)度最大降低22.9%，屈服強(qiáng)度最大降低28.5%。從邊緣到心部，布氏硬度呈下降趨勢，但變化不大，只降低4.2%。單邊深度60mm以內(nèi)的區(qū)域?yàn)檎５容S組織，這部分TB6鈦合金因位置較淺，經(jīng)過755℃固溶處理時(shí)能獲得較大的冷卻速度而淬透，得到不穩(wěn)定β相，經(jīng)515℃時(shí)效后獲得β基體和彌散強(qiáng)化的α相，從而獲得較高的抗拉、屈服強(qiáng)度與硬度。深度大于65mm的心部區(qū)域，其組織為網(wǎng)籃組織，屬于沒有淬透的區(qū)域，不能獲得不穩(wěn)定β相，在時(shí)效過程中不能獲得強(qiáng)化的α相，故抗拉、屈服強(qiáng)度以及布氏硬度明顯降低。但是心部的網(wǎng)籃組織具有良好的塑性，其延伸率與斷面收縮率相對正常區(qū)域較高。

圖 5 TB6 鈦合金棒材不同部位的拉伸性能(a、b)和硬度(c)

Fig. 5 Mechanical properties (a，b) and hardness (c) of TB6 titanium alloy bar in different positions

表2為TB6鈦合金棒材不同部位的平面應(yīng)變斷裂韌度，圖6為TB6鈦合金棒材不同部位的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。可以看出，心部過熱區(qū)具有較大的平面應(yīng)變斷裂韌度以及較小的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。這主要是因?yàn)樾牟繛榫W(wǎng)籃組織，裂紋擴(kuò)展途徑較為曲折，增加了裂紋總長度，所以消耗更多的能量，同時(shí)裂紋分叉多，分散了裂紋尖端的應(yīng)力場，在破壞過程中吸收的能量大，故斷裂韌度更大，裂紋擴(kuò)散速率小［13－14］。等軸組織的裂紋擴(kuò)散路徑平直，分枝少，在破壞過程中吸收的能量少，故斷裂韌度低，裂紋擴(kuò)散速率大。

圖 6 TB6 鈦合金棒材不同部位的疲勞裂紋擴(kuò)展速率

Fig. 6 Fatigue crack growth rate of TB6 titanium alloy bar in different zone

2.4過熱區(qū)對組織與力學(xué)性能均勻性的影響

過熱區(qū)的存在使得大尺寸TB6鈦合金棒材的橫截面組織分布極不均勻。TB6鈦合金棒材經(jīng)過鍛造與熱處理后，靠近邊緣的區(qū)域得到球化較好的等軸組織，具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能;心部區(qū)域?yàn)獒槧罹W(wǎng)籃組織，強(qiáng)度與硬度較低。GJB1538A—2008標(biāo)準(zhǔn)［15］中要求，較大尺寸TB6鈦合金棒材固溶時(shí)效后的橫向性能Ｒm≥1105MPa，ＲP0.2≥1000MPa，A≥6%，Z≥10%。由圖5可知，距表面深度為63～147mm的過熱區(qū)的力學(xué)性能已經(jīng)不滿足該標(biāo)準(zhǔn)要求。

過熱區(qū)對力學(xué)性能均勻性的影響可以采用平均值(Ave)、標(biāo)準(zhǔn)差(σ)與極差(Ｒ)來進(jìn)行衡量。對TB6鈦合金棒材不同部位拉伸性能的均勻性進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果見表3。可以看出，正常區(qū)域的力學(xué)性能數(shù)據(jù)均勻性較好，過熱區(qū)的存在使得總體區(qū)域的數(shù)據(jù)平均值、標(biāo)準(zhǔn)差與極差變化較大。Ｒm的平均值降低了7.8%，標(biāo)準(zhǔn)差、極差分別增加了147.3%、109.8%;A的平均值增加了21.1%，標(biāo)準(zhǔn)差、極差分別增加了29.4%、68.8%。心部過熱區(qū)因未能獲得等軸組織而成為一個(gè)性能薄弱區(qū)域，在一定程度上會降低棒材以及后續(xù)所制鍛件的安全系數(shù)，形成安全隱患，必須避免產(chǎn)生。因此亟待研究適用于大尺寸TB6鈦合金棒材的鍛造與熱處理工藝。

3、結(jié)論

(1)TB6鈦合金棒材深度為60mm以內(nèi)的區(qū)域?yàn)檎５那驙畹容S組織，深度為65mm以上的心部過熱區(qū)為針狀網(wǎng)籃組織。過熱區(qū)主要是因?yàn)樾牟繀^(qū)域在固溶時(shí)不能獲得足夠的冷卻速度，在低于臨界冷卻速度時(shí)沒有生成亞穩(wěn)β相，而直接生成α+β相造成的。

(2)TB6鈦合金棒材橫截面上過熱區(qū)面積占比約18.4%，相較正常等軸組織，其抗拉強(qiáng)度最大降低22.9%，屈服強(qiáng)度最大降低28.5%，布氏硬度降低4.2%，但是具有較好的塑性、較高的平面應(yīng)變斷裂韌度與較強(qiáng)的抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力。

(3)過熱區(qū)的存在增大了棒材橫截面組織與性能的不均勻性，降低了TB6鈦合金棒材及后續(xù)所制鍛件的安全系數(shù)，必須予以避免。

參考文獻(xiàn)

［1］Boyer Ｒ Ｒ. An overview on the use of titanium in the aero-space industry［J］. Materials Science ＆ Engineering A，1996: 213(1/2): 103 －114.

［2］趙永慶，葛鵬 . 我國自主研發(fā)鈦合金現(xiàn)狀與進(jìn)展［J］. 航空材料學(xué)報(bào)，2014，34(4): 51 －61.

［3］常輝，周廉，王向東． 我國鈦工業(yè)與技術(shù)進(jìn)展及展望［J］. 航空材料學(xué)報(bào)，2014，34(4): 37 －43.

［4］朱知壽 . 我國航空用鈦合金技術(shù)研究現(xiàn)狀及發(fā)展［J］. 航空材料學(xué)報(bào)，2014，34(4): 44 －50.

［5］SAE International． Titanium Alloy，F(xiàn)orgings 10V-2Fe-3Al，Consumable Electrode Melted，Single-Step Solution Heat Treated and Overaged 160 ksi (1 103 MPa) Tensile Strength:AMS 4986E—2015［S］． Warrendale: SAE International，2015．

［6］黃利軍，黃旭，齊立春，等 . Ti-1023 鈦合金淬透深度與拉伸斷口分析［J］. 稀有金屬材料與工程，2008，37(增刊 3): 382 －385.

［7］熊愛明 . 鈦合金鍛造過程變形 － 傳熱 － 微觀組織演化的耦合模擬［D］. 西安: 西北工業(yè)大學(xué)，2003.

［8］黃湘龍，易幼平，李蓬川，等 . TC18 鈦合金模鍛件鍛造成形工藝仿真［J］. 鍛壓技術(shù)，2012，37(5): 7 －11.

［9］李妮，趙飛，葉萃，等 . 鍛態(tài) TB6 鈦合金的熱變形行為和熱加工圖［J］. 熱加工工藝，2015，44(2): 41 －46.

［10］ Shi Z F，Guo H Z，Liu Ｒ，et al. Microstructure and mechanical properties of TC21 titanium alloy by near-isothermal forging［J］. Transactions of Nonferrous MetalsSociety of China，2015，25(1): 72 －79.

［11］龐克昌 . 航空鍛件精化的重要途徑———等溫鍛造技術(shù)［J］． 金屬學(xué)報(bào)，2002，38(增刊 1): 356 －359.

［12］李衛(wèi)民 . Ti-1023 鈦合金等溫鍛造模具溫度場的邊界元模擬［J］. 鍛壓技術(shù)，2005(4): 49 －52.

［13］馬少俊，吳學(xué)仁，劉建中，等 . TC21 鈦合金的微觀組織對力學(xué)性能的影響［J］. 航空材料學(xué)報(bào)，2006，26(5): 22 －25.

［14］吳崇周，李興無，黃旭，等 . TA15 鈦合金疲勞裂紋擴(kuò)展與顯微組織的關(guān)系［J］. 稀有金屬材料與工程，2007，36(12): 2128 －2131.

［15］有色金屬技術(shù)經(jīng)濟(jì)研究院 . 航空結(jié)構(gòu)件用鈦合金棒材規(guī)范: GJB 1538A—2008［S］. 北京: 國防科工委軍標(biāo)出版發(fā)行部，2008.