不同熱處理工藝對Ti-62222s鈦合金棒材組織和性能的影響

雷文光，岳 旭，葉紅川

(新疆湘潤新材料科技有限公司，新疆 哈密 839100)

0 前言

Ti-62222s合金是由美國RMI公司于20世紀70年代研制的一種航空用兩相鈦合金，Ti-62222s合金由Ti-6242s合金發(fā)展而來，名義成分為Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Cr-2Mo-0.15Si[1]。由于該合金的β穩(wěn)定元素含量較高，其室溫抗拉強度(σb≥1 035 MPa)遠高于普通TC4合金，而斷裂韌性(K1c≥77 MPa·m1/2)又與低間隙TC4ELI合金相當，因此具有良好的強度、塑性和韌性的匹配，較高的淬透性和優(yōu)異的加工成形性能[2-9]，被廣泛應用于美國戰(zhàn)斗機結構件中。據(jù)稱在美國的F-22先進戰(zhàn)斗機所用材料中，鈦合金用量達4 t，其中Ti-62222s合金單機用量就達600 kg左右[10]。由于Ti-62222s合金優(yōu)異的綜合力學性能，我國也開展了相關研究工作，包括合金板材試制[11]、鑄造及熱等靜壓工藝[12]、合金元素含量[13]、熱加工工藝[14]和熱處理工藝[14-15]對合金組織性能的影響。

1 實驗

實驗材料為經(jīng)三次真空自耗電弧熔煉制備的φ610 mm Ti-62222s鈦合金鑄錠，在β區(qū)開坯鍛造后，并在兩相區(qū)經(jīng)兩火軋制加工成直徑22 mm的棒材。合金的化學成分見表1，用金相法測得合金的相變點為965～970 ℃。

表1 Ti-62222s合金的化學成分(質量分數(shù)，%)

Ti-62222s棒材的原始組織如圖1所示，為均勻細小的等軸組織，有部分細條狀α相。

圖1 Ti-62222s合金原始顯微組織

采用箱式馬弗爐(控溫精度為±5℃)，分別對Ti-62222s鈦合金進行不同制度的熱處理(見表2)，然后在島津電子萬能力學試驗機上進行室溫力學性能測試。用蔡司光學顯微鏡觀察合金的顯微組織，金相腐蝕劑配比為HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7。

表2 Ti-62222s合金熱處理制度

2 結果與討論

2.1 不同熱處理制度對Ti-6222s合金顯微組織的影響

2.1.1 兩相區(qū)退火對合金顯微組織的影響

圖2為Ti-62222s合金在兩相區(qū)經(jīng)過不同退火處理后的顯微組織，對比圖2a～圖2d可見，隨著退火溫度從720 ℃逐漸升高至800 ℃，組織未發(fā)生明顯變化，為典型的雙態(tài)組織，與原始組織相比，初生α相含量有所減少，尺寸變化不大；從圖2d～圖2f可見，隨著退火溫度的進一步提高，初生α相含量變化不大，尺寸略有增加，β相含量增多，在冷卻過程中，β轉變組織中析出的次生片層狀α相長大增粗，邊界逐漸清晰。

圖2 Ti-62222s合金在兩相區(qū)不同退火制度下的顯微組織

2.1.2 兩相區(qū)固溶+時效對合金顯微組織的影響

圖3為Ti-62222s鈦合金在兩相區(qū)經(jīng)不同溫度固溶+時效處理后的顯微組織，為典型的雙態(tài)組織，由初生等軸α相+β轉變組織組成。Ti-62222s合金經(jīng)兩相區(qū)固溶獲得馬氏體α″和亞穩(wěn)β相，隨后在時效過程中，馬氏體α″和亞穩(wěn)β相都發(fā)生分解，轉變成細小彌散的α相和β相。對比圖3a～圖3d可見，隨著固溶溫度的提高，初生α相含量不斷減少，初生α相含量由880 ℃固溶時的60%左右降低到950 ℃固溶時的10%左右，β轉變組織中分布的混亂交織的針狀次生α相含量逐漸增多變粗，邊界越發(fā)清晰；對比圖3c、圖3e和圖3f可見，時效溫度對初生α相含量及尺寸影響不大但會引起次生α相尺寸的變化，隨著時效溫度的升高，次生α相尺寸逐漸增大。

圖3 Ti-62222s合金在兩相區(qū)不同固溶+時效溫度下的顯微組織

2.2 不同熱處理制度對Ti-62222s合金力學性能的影響

2.2.1 退火溫度對Ti-62222s合金力學性能的影響

表3給出了Ti-62222s鈦合金軋態(tài)及在不同熱處理制度下的力學性能數(shù)據(jù)。

表3 Ti-62222s鈦合金鍛態(tài)及不同熱處理制度下的室溫力學性能

Ti-62222s合金在不同退火溫度下的室溫力學性能如圖4所示，與軋態(tài)性能相比，隨著退火溫度的升高，強度先降低后增加，而延伸率增加后趨于一致，在800 ℃退火時出現(xiàn)拐點，主要是由于隨著退火溫度的升高，發(fā)生再結晶，α相聚集長大，消除軋制過程中產(chǎn)生的內應力，導致強度下降塑性增加，而當退火溫度從800 ℃進一步升高時，開始發(fā)生固溶反應，部分α相轉變成β相，β相含量逐漸增加，在冷卻過程中，β相轉變成次生片層α相，導致強度增加。此外，從表3中的力學性能數(shù)據(jù)可以看出，合金經(jīng)普通退火后處理后的硬度普遍要低于軋態(tài)的硬度，且隨著退火溫度的升高，和強度呈現(xiàn)出同樣的變化規(guī)律，硬度先降低后增加。

圖4 退火溫度對Ti-62222s合金力學性能的影響

2.2.2 固溶溫度對Ti-62222s合金力學性能的影響

Ti-62222s合金在不同固溶溫度下的室溫力學性能曲線如圖5所示，可以看出在兩相區(qū)固溶處理時，隨著固溶溫度的增加，合金的抗拉強度和屈服強度逐漸下降，而延伸率和斷面收縮率先增加后略有下降。主要是由固溶溫度的升高導致初生α相含量減少，β轉變組織含量增加所引起的[17]。當固溶溫度較低時，β相含量少，β穩(wěn)定元素濃度相對較高，導致時效過程析出的次生α相細小彌散；隨著固溶溫度的升高，β相含量增多，β穩(wěn)定元素濃度降低，時效過程析出的次生α相片層厚度增大，從而導致強度下降塑性增加。而當固溶溫度進一步升高至950 ℃時，由于初生的等軸α相含量只有10%，進而又引起塑性的下降。

圖5 固溶溫度對Ti-62222s合金力學性能的影響

2.2.3 時效溫度對Ti-62222s合金力學性能的影響

Ti-62222s合金在不同時效溫度下的室溫力學性能曲線如圖6所示，在固溶溫度相同的情況下，隨著時效溫度的增加，抗拉強度略有減小，屈強比有所增加，而延伸率和斷面收縮率逐漸下降。主要是由于當時效溫度較低時，析出的次生α相含量較多，呈細小彌散的針狀，隨著時效溫度的增加，針狀α相有較大的驅動力通過擴散發(fā)生相界遷移，成為尺寸較大的片狀α相，從而導致強化效果下降。此外，從表3中的力學性能數(shù)據(jù)也可以看出，合金經(jīng)固溶時效后的硬度比普通退火態(tài)的明顯提高，HRC基本在40～42之間。

綜上考慮，選擇880 ℃,1h AC+540 ℃,8h AC熱處理制度可以實現(xiàn)Ti-62222s合金強度、塑性和硬度的最優(yōu)化匹配，從而獲得高強-高硬-高塑優(yōu)良的綜合力學性能。

圖6 時效溫度對Ti-62222s合金力學性能的影響

3 結論

(1)Ti-62222s合金在兩相區(qū)進行普通退火時，隨著退火溫度的升高，發(fā)生再結晶，α相聚集長大，內應力得到釋放，導致強度下降塑性增加，而當退火溫度進一步升高時，部分α相轉變成β相，β相含量逐漸增加，在冷卻過程中，β相轉變成次生片層α相，導致強度和硬度又有所增加。

(2)在兩相區(qū)固溶+時效處理得到雙態(tài)組織，隨著固溶溫度的升高，初生α相含量減少，β轉變組織含量增加，時效過程析出的次生α相片層厚度增大，從而導致合金的強度下降，塑性先增加后略有下降。

(3)在固溶溫度相同的條件下，隨著時效溫度的增加，析出的次生α相含量增多，呈細小彌散的針狀，而當時效溫度進一步增加時，針狀α相通過擴散發(fā)生相界遷移，成為尺寸較大的片狀α相，從而導致強化效果下降。

(4)Ti-62222s合金經(jīng)880 ℃,1h AC+540 ℃,8h AC熱處理，可以實現(xiàn)強度-塑性-硬度的最優(yōu)化匹配，從而獲得優(yōu)良的綜合力學性能。