1、前言

鈦合金具有比強度高、高溫性能好和抗腐蝕等優(yōu)點，因而在航空、艦艇、化工等領(lǐng)域得到日益廣泛的應(yīng)用。近年來，隨著航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展，對航空發(fā)動機的推重比及飛機的機動性能提出了更高的要求，作為發(fā)動機壓氣機轉(zhuǎn)子和葉片重要候選材料的高溫鈦合金更是越來越受到人們的重視［1-2］。

目前，高溫鈦合金的開發(fā)主要集中在 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si近α型體系［3］，較為典型的有IMI834［3］，Ti-1100［4］， BT36［5］， 以 及 中 國 的Ti60［6］和Ti600［７］等。Ti60合金類似于英國的 IMI834合金，是我國自主研制的一種新型近α型高溫鈦合金。該合金中加入了少量的 Tａ元素用來提高其蠕變性能，同時通過添加少量 Ｃ元素來擴大其熱加工窗口。眾所周知，對于鈦合金來說，通過不同的鍛造工藝可以得到不同的微觀組織，從而得到不同的力學(xué)性能。鈦合金在β單相區(qū)鍛造，得到網(wǎng)籃組織，這種組織具有高的斷裂韌性、好的蠕變性能及抗裂紋擴展能力；在α＋β兩相區(qū)鍛造，可以得到等軸組織，這種組織具有較好的塑性和疲勞強度［8］。近β鍛造可以得到好的綜合性能。已有研究表明，對于IMI834合金來說，含有一定初生α相的雙態(tài)組織具有最好的疲勞和蠕變性能［9］。而對于Ti60合金，其鍛造工藝與組織性能之間關(guān)系的研究還是非常有限的。因此，本研究考察了3種不同鍛造工藝對Ti60合金棒材組織及性能的影響，為該合金的廣泛應(yīng)用提供一定的理論基礎(chǔ)。

2、實驗材料與方法

實驗用原材料為寶雞鈦業(yè)股份有限公司提供的?150ｍｍTi60合金棒材。棒材經(jīng)陜西宏遠航空鍛造有限責(zé)任公司改鍛后得到 ?150ｍｍ的鍛棒，其組織為初生α相含量約 40％的等軸組織，如圖 1所示。

圖 1　Ti60合金改鍛后的等軸組織

Ｆｉｇ.1?。牛瘢酰椋幔澹洌恚椋悖颍铮骉ｒｕｃTｕｒｅｏｆTi60AlｌｏｙａｆTｅｒｆｏｒｇｉｎｇ

采用金相法測得其相變點為1045℃。在鍛棒上切取3段?150ｍｍ×62ｍｍ的圓柱，在3T自由鍛錘上采用3種不同的鍛造工藝進行鐓粗，即1015℃常規(guī)鍛造、1035℃近β鍛造和10７0℃β鍛造，變形量為50％，鍛后立即水冷，熱處理制度為1020℃／2ｈ，空冷 ＋７00℃／2ｈ，空冷。采用光學(xué)顯微鏡觀察試樣的高倍組織，采用萬能試驗機測試其力學(xué)性能。室溫和高溫拉伸試樣的工作直徑均為 ?5ｍｍ，標距有效長度為 25ｍｍ。采用 ＳＵＰＲＡTＭ55型掃描電子顯微鏡觀察和分析試樣斷口形貌，探索不同的組織形貌對斷裂機制的影響。

3、結(jié)果與分析

3.1　鍛造工藝對Ti60合金棒材顯微組織的影響

Ti60合金棒材經(jīng)常規(guī)鍛造、近β鍛造和β鍛造后的顯微組織如圖 2所示。從圖中可以看出，不同的鍛造工藝對Ti60合金棒材顯微組織的形態(tài)有顯著的影響。常規(guī)鍛造獲得典型的等軸組織，由于鍛造溫度低，組織中等軸α相含量較多，約為60％，等軸α相大小不一，形態(tài)各異，鍛后水冷使二次析出的條狀α細小，取向混亂，見圖 2ａ。近β鍛造比常規(guī)鍛造的溫度稍高，也得到等軸組織，但等軸α相含量略微有所降低，約為 40％左右，等軸α相大小比較均勻，二次析出的條狀α較粗，條狀α集束分布沒有常規(guī)鍛造明顯，分布更加混亂，見圖 2B。β鍛造后獲得典型的網(wǎng)籃組織，由于高溫鍛造后采用水冷，冷卻速度較快，故α集束交織分布成網(wǎng)籃狀，熱處理第一次高溫退火后采用空冷，條狀α有充分的時間析出和長大，因而條狀α較寬，β晶界較明顯（見圖 2ｃ）。此外，β鍛造后鍛件的組織很不均勻，在某些局部區(qū)域出現(xiàn)大塊α相，如圖 3所示。

圖 2　Ti60合金經(jīng)不同工藝鍛造后的金相照片：（ａ）常規(guī)鍛造；（B）近β鍛造；（ｃ）β鍛造

Ｆｉｇ.2?。停錞AlｌｕｒｇｉｃAlｍｉｃｒｏｓTｒｕｃTｕｒｅｓｏｆTi60AlｌｏｙｒｅｓｕｌTiｎｇｆｒｏｍｄｉｆｆｅｒｅｎTｆｏｒｇｉｎｇ：（ａ）α＋βｆｏｒｇｉｎｇ；（B）ｎｅａｒ-βｆｏｒｇｉｎｇ；（ｃ）βｆｏｒｇｉｎｇ

圖 3　β鍛造Ti60合金中的大塊α相

Ｆｉｇ.3　BｌｏｃｋｙAlｐｈａｉｎBｅTａ-ｆｏｒｇｅｄTi60Alｌｏｙ

大塊α相在鈦合金β鍛造中經(jīng)常會出現(xiàn)，會導(dǎo)致合金性能惡化，因此也引起了廣大研究者的關(guān)注。

董長升等［10］認為粗大α相具有組織“遺傳性”，當(dāng)原始坯料組織粗大或不均勻時，常常會引起大塊α相的產(chǎn)生，而這種組織即使在兩相區(qū)多火次大變形后還是很難消除。Ｆ.Ｊ.Ｇｉｌ等人［11］對 TＣ4鈦合金的研究結(jié)果表明，粗大的α條是由于冷卻速率過低造成的，提高冷卻速率可以明顯減少和避免大塊α相的出現(xiàn)。曾衛(wèi)東等人［12］在研究冷卻速率對 TＣ11鈦合金β加工顯微組織的影響時也發(fā)現(xiàn)，熱處理后立即水冷，可避免或減少大塊α相的出現(xiàn)。

3.2　鍛造工藝對Ti60合金拉伸性能的影響

Ti60合金經(jīng)過不同鍛造工藝的室溫及高溫拉伸性能如圖 4所示。從圖中可以看出，3種鍛造工藝的強度相差不大，其中近β鍛造和β鍛造的強度略高，但從斷面收縮率來看，α＋β鍛造和近β鍛造的室溫和高溫塑性均高于β鍛造，可見，近β鍛造具有更好的強度與塑性的匹配。

Ti60合金采用不同的鍛造工藝得到不同的力學(xué)性能是由其不同組織的不同變形機理決定的。Ｊ.Ｃ.Ｗｉｌｌｉａｍｓ認為金屬變形時的強度與塑性與滑移長度有關(guān)，滑移長度越短，強度和塑性越高［13］。等軸組織的滑移長度是由等軸組織中的初生α相決定的，等軸α相越多，晶粒越細小，滑移長度越小，產(chǎn)生的位錯塞積越少，因而在斷裂前能產(chǎn)生更大的變形而具有更高的塑性。片狀組織的滑移長度是由片狀組織的α片厚度或束域尺寸決定的，片狀組織的厚度、束域大小及β晶界對塑性變形行為的影響是不同的。由于片狀組織中α相與β相之間的滑移系和孿生系有一定的幾何關(guān)系，位錯在α晶粒中產(chǎn)生后沿滑移面運動，可以無阻礙地越過α／β相界，在β相中繼續(xù)運動，直到位錯運動至魏氏組織束域界或原始β相晶界處，因而斷裂前位錯塞積長度長，強度稍高而塑性急劇下降。

圖 4　Ti60合金經(jīng)不同工藝鍛造的室溫（ａ）及高溫（B）力學(xué)性能

Ｆｉｇ.4 ＲｏｏｍTｅｍｐｅｒａTｕｒｅ（ａ）ａｎｄｈｉｇｈTｅｍｐｅｒａTｕｒｅ（B）ｍｅｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅｓｏｆTi60AlｌｏｙｒｅｓｕｌTiｎｇｆｒｏｍｄｉｆｆｅｒｅｎTｆｏｒｇｉｎｇ

3.3　鍛造工藝對斷口形貌的影響

圖 5為 3種不同鍛造工藝條件下室溫拉伸試樣ＳＥＭ斷口形貌。從宏觀照片可見，常規(guī)鍛造和近β鍛造的斷口粗糙不平，有明顯的中心纖維區(qū)、放射區(qū)和邊緣與拉伸軸線約成 45°方向的剪切唇區(qū)。放射區(qū)斷口表面比較光亮平坦，放射花樣呈發(fā)散狀且收斂于中心，說明裂紋起源于試樣的中心部位（圖 5ａ，B）。β鍛造的試樣斷口比較平坦（圖 5ｃ），也存在 3個區(qū)，但沒有前兩種工藝明顯。從斷口微觀形貌來看，常規(guī)鍛造的試樣能夠觀察到大量的蜂窩狀形貌，且斷口上有大量的撕裂棱，說明該試樣為韌性斷裂，這與其室溫拉伸塑性較好是一致的（圖 5ｄ）。近β鍛造的試樣斷口上有大量的韌窩花樣，韌窩大小、深度不一，且大多為等軸狀（圖 5ｅ），屬微孔聚集型斷裂。這種斷口的試樣塑性較好。β鍛造的試樣微觀斷口可以觀察到韌窩形貌，同時也有大量的解理小平面，是韌窩 ＋準解理的混合型斷口（圖 5ｆ），因而塑性最差。

圖 5　室溫拉伸試樣斷口電鏡掃描照片：（ａ，ｄ）常規(guī)鍛造；（B，ｅ）近β鍛造；（ｃ，ｆ）β鍛造

Ｆｉｇ.5?。樱牛?ｆｒａｃTｏｇｒａｐｈｓｏｆTｅｎSiｌｅｓａｍｐｌｅｓａTｒｏｏｍTｅｍｐｅｒａTｕｒｅ：（ａ，ｄ）α＋βｆｏｒｇｉｎｇ；（B，ｅ）ｎｅａｒ-βｆｏｒｇｉｎｇ；（ｃ，ｆ）βｆｏｒｇｉｎｇ

4、結(jié)論

（1）Ti60合金經(jīng)常規(guī)鍛造后，組織中約含 60％的等軸α相，二次析出的條狀α細小，取向較混亂，為典型的等軸組織；近β鍛造獲得的初生α相含量比常規(guī)鍛造的少，組織較均勻；β鍛造組織為典型的網(wǎng)籃組織，局部有大塊α相出現(xiàn)。

（2）3種鍛造方式獲得的試樣強度相差不大，其中近β鍛造和β鍛造的強度略高，而常規(guī)鍛造和近β鍛造的室溫和高溫塑性均高于β鍛造。近β鍛造具有較好的強度與塑性的匹配。

（3）3種鍛造方式的室溫拉伸斷口均由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū) 3個部分組成。常規(guī)鍛造與近β鍛造的試樣斷口均為韌窩型斷裂，其中近β鍛造中的韌窩更深，大小更均勻。β鍛造的試樣為韌窩 ＋準解理的混合型斷口。

參考文獻

［1］陶春虎，劉慶瑔，曹春曉，等 .航空用鈦合金的失效及其預(yù)防［Ｍ］.北京：國防工業(yè)出版社，2002：11-13.

［2］趙永慶 .高溫鈦合金研究［Ｊ］.鈦工業(yè)進展，2001，18（1）：33-39.

［3］BｌｅｎｋｉｎｓｏｐＰ Ａ. ＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎTiｎｈｉｇｈTｅｍｐｅｒａTｕｒｅAlｌｏｙｓ［Ｃ］／／ＬüTｊｅｒｉｎｇＧ，ＺｗｉｃｋｅｒＵ，BｕｎｋＷ.5TｈＷｏｒｌｄＣｏｎ-ｆｅｒｅｎｃｅｏｎTiTａｎｉｕｍ.ＯBｅｒｕｒｓｅｌ：ＤｅｕTｓｃｈｅＧｅｓｅｌｌｓｃｈａｆTｆｕｒＭｅTAlｌｋｕｎｄｅ，1984：2323-2332.

［4］BａｎｉａＰＪ.Ti-1100：ＡｎｅｗｈｉｇｈTｅｍｐｅｒａTｕｒｅTiTａｎｉｕｍAlｌｏｙ［Ｃ］／／ＬａｃｏｍBｅＰ，TｒｉｃｏTＲ，BéｒａｎｇｅｒＧ.SiｘTｈＷｏｒｌｄＣｏｎ-ｆｅｒｅｎｃｅｏｎTiTａｎｉｕｍ.Ｐａｒｉｓ：ＥｄｉTiｏｎｓｄｅｐｈｙSiｇｕｅ，1988：825-830.

［5］TｅTｙｕｋｈｉｎＶ，ＬｅｖｉｎＩ.ＨｅａTｒｅSiｓTａｎTTiTａｎｉｕｍAlｌｏｙｓｗｉTｈｅｎ-ｈａｎｃｅｄ，ｈｅａTｒｅSiｓTａｎｃｅ，TｈｅｒｍAlｓTａBｉｌｉTｙ［Ｃ］／／8TｈＷｏｒｌｄＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅｏｎTiTａｎｉｕｍ.BｒIMIｎｇｈａｍ，ＵＫ：ＣａｍBｒｉｄｇｅＵｎｉ- ｖｅｒSiTｙＰｒｅｓｓ，1996：2430-243７.

［6］張尚洲，徐惠忠，劉子全 .碳含量對 Ti-60合金時效過程中硅化物的影響［Ｊ］.材料研究學(xué)報，2005，19（5）：499-505.

［７］洪權(quán)，戚運蓮，趙永慶，等 .加工工藝對Ti600合金板材組織性能的影響 ［Ｊ］.稀有金屬 材料與工 程，2005，34（8）：1334-133７.

［8］萊茵斯 Ｃ，皮特爾斯 Ｍ.鈦與鈦合金［Ｍ］.陳振華，譯 .北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2005：343.

［9］ＷａｎｊａｒａＰ，ＪａｈａｚｉＭ，MoｎａｊａTiＨ，ｅTAl.ＨｏTｗｏｒｋｉｎｇBｅｈａｖ-ｉｏｒｏｆｎｅａｒ-αAlｌｏｙIMI834［Ｊ］.ＭａTｅｒｉAlｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉ-ｎｅｅｒｉｎｇＡ，2005，396：50-60.

［10］董長升，李渭清，蔡建明 .精鍛及熱處理工藝對 TＣ11鈦合金棒材顯微組織的影響［Ｊ］.稀有金屬，2004，28（1）：286-288.

［11］ＧｉｌＦＪ，ＧｉｎｅBｒａＭ Ｐ，ＭａｎｅｒｏＪＭ，ｅTAl.ＦｏｒｍａTiｏｎｏｆAl-ｐｈａ-ｗｉｄｍａｎｓTａTTｅｎｓTｒｕｃTｕｒｅ：ｅｆｆｅｃTｓｏｆｇｒａｉｎSiｚｅａｎｄｃｏｏｌ-ｉｎｇｒａTｅｏｎTｈｅｗｉｄｍａｎｓTａTTｅｎMoｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓａｎｄｏｎTｈｅｍｅ-ｃｈａｎｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSiｎTi6Al4ＶAlｌｏｙ［Ｊ］.ＪｏｕｒｎA(yù)lｏｆAlｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，2001，329（1／2）：142-152.

［12］曾衛(wèi)東，周義剛.冷速對 TＣ11合金β加工顯微組織和力學(xué)性能的影響［Ｊ］.金屬學(xué)報，2002，38（12）：12７3-12７6.

［13］ＷｉｌｌｉａｍｓＪＣ，ＬｕｅTｊｅｒｉｎｇＧ.TｈｅｅｆｆｅｃTｏｆｓｌｉｐｌｅｎｇTｈａｎｄｓｌｉｐｃｈａｒａｃTｅｒｏｎTｈｅｐｒｏｐｅｒTiｅｓｏｆTiTａｎｉｕｍ Alｌｏｙｓ／／ＫｉｍｍａＵ，ＩｚｕｍｉＯ.TiTａｎｉｕｍ’80ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄTｅｃｈｎｏｌｏｇｙ.ＫｙｏTｏ：ＭｅTAlｌｕｒｇｉｃAlＳｅｃｉｅTｙｏｆＡＩＭＥ，1980：6７1-681.