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)動機(jī)零件對400 ℃以上高溫長時(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,對優(yōu)化鈦合金熱處理工藝參數(shù)﹑預(yù)測和提高鈦合金產(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合金微觀組織的影響;進(jìn)而分析微觀組織對合金力學(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),采用金相法測得相變點(diǎn)為970 ~975 ℃。在棒材上分別切取長度為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型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上完成性能測試。

退火溫度對微觀組織的影響

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,長大為鏈狀和短棒狀,并開始形成新的細(xì)長晶界。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的爐冷過程,為次生α相長大提供了能量;次生α相充分長大,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相的長大,尺寸較原始組織增大約40% 。

退火溫度對力學(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階段,前期為細(xì)小次生α相的溶解和寬厚次生α相的長大,后期為β晶粒的形成及長大。寬厚次生α相的形成,增加了位錯越過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)長大;最后合金發(fā)生再結(jié)晶,形成新的β晶粒并逐漸長大,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。