固溶熱處理對TC17棒材組織與性能的影響

董 軼，張俊杰，全秀煜，田程，王少陽

（寶雞鈦業(yè)股份有限公司，陜西 寶雞 721014）

1 前言

TC17鈦合金是美國GE公司在20世紀(jì)70年代為制造先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)研制而成的一種富β相的α+β型鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，其中Al、Sn與Zr元素可強(qiáng)化α相，從而改善其蠕變抗力，并且緩和β相的時(shí)效特征；Mo和Cr元素可確保大截面的熱處理和淬透性，該合金以具有高強(qiáng)度、斷裂韌性和淬透性，以及具有強(qiáng)度和韌性的良好配合被廣泛運(yùn)用在航空發(fā)動機(jī)上，一般用于制造發(fā)動機(jī)的壓氣機(jī)盤、葉片和軸套等[1]。

對TC17鈦合金來說，目前廣泛應(yīng)用的熱處理模式為高溫固溶熱處理+固溶熱處理+時(shí)效熱處理。本文通過調(diào)整熱處理制度可使TC17鈦合金棒材的力學(xué)強(qiáng)度與塑性達(dá)到最佳匹配，以滿足現(xiàn)如今設(shè)計(jì)對該材料的要求。通過研究高溫固溶時(shí)間以及固溶溫度對TC17鈦合金棒材組織和性能的影響，進(jìn)一步研究TC17大規(guī)格棒材的組織性能穩(wěn)定性，為實(shí)際生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

2 試驗(yàn)用材及方法

實(shí)驗(yàn)材料采用寶雞鈦業(yè)股份有限公司生產(chǎn)的，經(jīng)真空自耗電弧爐三次熔煉而成的TC17鈦合金鑄錠（Φ720），主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）如表1所示，滿足相關(guān)技術(shù)文件的要求。

表1 TC17鈦合金鑄錠的化學(xué)成分（wt.%）

2.1 試驗(yàn)方法

TC17鑄錠經(jīng)β相區(qū)和α+β兩相區(qū)多火次加熱鍛造，最終生產(chǎn)出Φ500mm的TC17鈦合金光棒，在相當(dāng)于鑄錠頭部的棒材上切取Φ×20mm的橫向試樣片，采用線切割在橫向樣片的不同位置切取試樣進(jìn)行顯微組織研究，其高倍組織如圖1所示，鍛后棒材組織為典型的兩相區(qū)加工組織，主要由初生等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，初生α相尺寸小于10μm，α相體積分?jǐn)?shù)在70%～80%之間，分布較為均勻，無原始β晶界，無粗大、連續(xù)、網(wǎng)狀晶界α。經(jīng)金相法測得α+β/β相轉(zhuǎn)變溫度為900℃～905℃，具體見圖2。

圖1 TC17棒材原始組織圖

圖2 TC17棒材在不同溫度下的高倍組織

2.2 試驗(yàn)材料

目前TC17鈦合金棒材熱處理制度為:

（1）高溫固溶：840℃±10℃，1h～4h，空冷；

（2）固溶：800℃±10℃（允許在780℃～820℃范圍內(nèi)調(diào)整），保溫1h～4h，水冷；

（3）時(shí)效：630℃±10℃（允許在590℃～650℃范圍內(nèi)調(diào)整），保溫8h，空冷。

在橫向樣片上切取20×20×80mm的弦向力學(xué)試樣與20×20×20的高倍試樣，按照表2與表3中的熱處理制度進(jìn)行試驗(yàn)，具體方案為：①調(diào)整高溫固溶熱處理時(shí)間，研究不同高溫固溶熱處理時(shí)間對試樣顯微組織與力學(xué)性能的影響（見表2）；②調(diào)整固溶溫度，研究不同固溶溫度對試樣顯微組織與力學(xué)性能的影響（見表3）。

表2 TC17鈦合金棒材不同高溫固溶時(shí)間熱處理制度

表3 TC17鈦合金棒材不同固溶溫度熱處理制度

熱處理結(jié)束的高倍試樣按GB/T5168進(jìn)行高低倍組織檢驗(yàn)，力學(xué)試樣按GB/T228《金屬拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，獲得不同熱處理制度下的高低倍組織，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率以及斷面收縮率數(shù)據(jù)。實(shí)驗(yàn)采用V(HF)：V(HNO3)：V(H2O)=1:3:10腐蝕試樣后，在OLYMPUS GX71型金相顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察；在INSTRON5581型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測試。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

3.1 高溫固溶時(shí)間對TC17鈦合金組織及性能的影響

（1）高溫固溶時(shí)間對TC17鈦合金組織的影響

對實(shí)驗(yàn)材料采用表2中的熱處理制度進(jìn)行處理，經(jīng)相同的時(shí)效熱處理后，3種不同高溫固溶制度的TC17鈦合金棒材的顯微組織分別如圖3所示。由圖3中可以看出，經(jīng)3種不同制度熱處理后，TC17鈦合金棒材顯微組織均為等軸的初生α相和β轉(zhuǎn)變組織，初生α相呈等軸狀。隨著高溫固溶時(shí)間的增加，TC17鈦合金中初生α相體積分?jǐn)?shù)有所減少，次生α相有所增加增大。但其分布規(guī)律并沒有顯著的變化。

圖3 TC17鈦合金棒材不同高溫固溶熱處理制度的顯微組織

（2）高溫固溶時(shí)間對TC17鈦合金力學(xué)性能的影響

表4為不同高溫固溶時(shí)間對應(yīng)的試樣力學(xué)性能，由表4可見，隨著高溫固溶時(shí)間的增加，材料塑性提高，這是由于隨著高溫固溶時(shí)間的延長，材料初生α含量有所降低，次生α相增大，體積也變大，合金的強(qiáng)度降低，塑性提高。對比可見A1熱處理制度的強(qiáng)度性能要低于A2熱處理制度的強(qiáng)度性能，這可能是A1熱處理制度的高溫固溶時(shí)間過短，保留的亞穩(wěn)定相較少，后期時(shí)效過程的彌散強(qiáng)化效果較差，導(dǎo)致力學(xué)性能水平較低。綜上可知，當(dāng)高溫固溶時(shí)間為2h時(shí)，試樣具有較好的強(qiáng)度與塑性匹配。

表4 TC17棒材的力學(xué)性能

3.2 固溶溫度對TC17鈦合金組織及性能的影響

（1）固溶溫度對材料組織的影響

圖4為TC17鈦合金棒材經(jīng)不同固溶溫度后的顯微組織照片。

圖4 TC17鈦合金棒材不同固溶溫度熱處理后的顯微組織

由圖4可以看出，隨著第二重固溶溫度的升高，初生α相含量持續(xù)減少且尺寸也有所減小，初生α相呈球化趨勢，780℃時(shí)初生α相體積分?jǐn)?shù)在50%左右，其平均尺寸約為8μm～9μm,800℃時(shí)初生α相體積分?jǐn)?shù)在35%左右，而到了820℃初生α相體積分?jǐn)?shù)降到了20%左右，相應(yīng)的其平均尺寸也減小至6μm左右。隨后由于快速冷卻，β轉(zhuǎn)變組織得以保留，亞穩(wěn)β相增多，在相同時(shí)效溫度下，亞穩(wěn)β相含量高，有助于時(shí)效過程中次生α相的分解析出，形成更多的次生α相其組織特征為初生α相和次生α相共同分布在β基體上構(gòu)成雙態(tài)組織。

（2）固溶溫度對材料力學(xué)性能的影響

表5是不同固溶溫度的力學(xué)性能數(shù)據(jù)。由表5可以看出，在高溫固溶制度和時(shí)效制度不變的情況下，隨著第二重固溶溫度由780℃升到820℃，材料強(qiáng)度提升，塑性降低，這是由于當(dāng)棒材等軸α相含量高時(shí)，有利于滑移的開動，變形能力很快分散到許多晶粒中去，不至于在個(gè)別晶粒中引起應(yīng)力集中而導(dǎo)致開裂，表現(xiàn)出較好的塑性。而β轉(zhuǎn)變組織中有較多交錯排列的次生α相，相界面阻礙滑移的進(jìn)行，使合金變形困難[2-4]并且在固溶溫度升高的過程中發(fā)生了（α+β）→β轉(zhuǎn)變，生成了亞穩(wěn)態(tài)β轉(zhuǎn)變組織，而冷卻過程中，發(fā)生了β→（α+β）轉(zhuǎn)變，形成細(xì)小的次生α相，從而產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化，從而提高了強(qiáng)度，降低了塑性。綜上可見在當(dāng)固溶溫度為800℃時(shí)，其強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳匹配。

表5 TC17棒材的力學(xué)性能

4 結(jié)論

（1）TC17鈦合金棒材經(jīng)熱處理后的高倍組織為等軸初生α相和β轉(zhuǎn)變組織。當(dāng)高溫固溶保溫時(shí)間大于1h，隨著高溫固溶保溫時(shí)間的延長，等軸初生α相含量減少，β轉(zhuǎn)變組織含量增加，從基體上析出的次生α相含量增加，且逐漸粗化，合金強(qiáng)度逐漸提高，塑性逐漸下降；當(dāng)高溫固溶時(shí)間為2h時(shí)，棒材的強(qiáng)度與塑性有較好的匹配性；

（2）當(dāng)高溫固溶熱處理與時(shí)效熱處理制度固定時(shí)，隨著固溶溫度提高，棒材強(qiáng)度提高，塑性降低；當(dāng)固溶溫度為800℃時(shí)候，棒材的強(qiáng)度與塑性的匹配性較好。