Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si是一種馬氏體型兩相熱強(qiáng)鈦合金，俄羅斯牌號(hào)為VT3-1，我國(guó)對(duì)應(yīng)牌號(hào)為TC6，該合金除具有比強(qiáng)度高、抗腐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)外，還具有良好的塑性，其服役溫度可達(dá)450℃，是一種“全能型”鈦合金結(jié)構(gòu)材料。該合金常被用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片、渦輪盤等重要部件，并在前蘇聯(lián)航空發(fā)動(dòng)機(jī)上獲得了廣泛的應(yīng)用，也可以用于制造飛機(jī)的隔框、緊固件等[1-3]。由于TC6合金在退火后具有較高的塑性和韌性，同時(shí)又具有較高的強(qiáng)度，作為一種結(jié)構(gòu)鈦合金，能夠很好的滿足工程設(shè)計(jì)指標(biāo)要求，因此大部分構(gòu)件都采用退火狀態(tài)使用，大量文獻(xiàn)也都集中在該合金退火后的顯微組織和力學(xué)性能等研究[4-6]。

近年來(lái)，隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，對(duì)結(jié)構(gòu)鈦合金提出了更高的強(qiáng)度要求（如抗拉強(qiáng)度≥1300MPa），工程上應(yīng)用最廣泛的Ti-6Al-4V合金難以滿足這種需求，因此催生了一系列近β型鈦合金的發(fā)展，但是這些合金密度大、加工范圍小、成本大、強(qiáng)度和塑性匹配比較難控制[7]，不利于工程應(yīng)用，然而，對(duì)于兩相鈦合金來(lái)說(shuō)，更容易通過(guò)熱處理來(lái)調(diào)節(jié)兩相的比例，使合金在較高強(qiáng)度下能保持理想的塑性，因此采用合適的雙相鈦合金制造高強(qiáng)鈦合金是一種較好的思路。此外，TC6合金相比于Ti-6Al-4V合金，β穩(wěn)定化元素含量更多，熱加工性和淬透性較好[8]，更合適制造大規(guī)格尺寸的高強(qiáng)度緊固件。鑒于此，為了拓展該合金的使用以及了解影響力學(xué)性能的因素具有重要的工程意義。

為了使TC6合金能夠成為高強(qiáng)鈦合金，已經(jīng)有部分文獻(xiàn)開展了固溶和時(shí)效工藝對(duì)該合金顯微組織和性能的研究，但對(duì)其開展了一些研究主要集中于不同的熱處理工藝方面，如通過(guò)普通退火、等溫退火、雙重退火和固溶時(shí)效等工藝，得到等軸組織、雙態(tài)組織和片狀組織等不同顯微組織，對(duì)比其不同組織具有的力學(xué)性能，以此指導(dǎo)生產(chǎn)實(shí)踐，然而缺乏對(duì)該合金在更寬泛的溫度處理后顯微組織演化和力學(xué)性能變化的認(rèn)識(shí)。雙相鈦合金在不同熱處理過(guò)程中存在不同的相變，例如擴(kuò)散相變和馬氏體相變等，極易產(chǎn)生多變的組織及性能[9,10]。因此，系統(tǒng)地分析該合金在寬泛的熱處理溫度處理后顯微組織演變、各相之間相互轉(zhuǎn)變情況及相應(yīng)的性能，是全面了解該合金的基礎(chǔ)。

為了豐富對(duì)TC6合金的認(rèn)識(shí)，深入挖掘該材料潛在的性能，本工作系統(tǒng)研究了不同固溶和時(shí)效溫度處理后顯微組織的演變情況，重點(diǎn)探討了熱處理后各組成相的形成原因，分析和討論了固溶和時(shí)效后的不同顯微組織對(duì)性能的影響，同時(shí)，旨在獲取較佳的固溶時(shí)效工藝，為TC6合金在高強(qiáng)狀態(tài)下應(yīng)用提供參考。

1、實(shí)驗(yàn)

TC6合金鑄錠采用3次真空自耗電弧熔煉，鑄錠經(jīng)過(guò)開坯、鍛造、軋制、拉拔等工序制成直徑為Φ16mm的棒材，合金的化學(xué)成分如表1所示，合金的[Al]_當(dāng)=7.11，[Mo]_當(dāng)=6.15，用金相法測(cè)得合金的相變點(diǎn)T_β為(970±5)℃。圖1為TC6合金拉拔態(tài)橫截面的顯微組織SEM照片，其為雙態(tài)組織，暗灰色區(qū)域?yàn)槌跎料?，灰白色區(qū)域?yàn)棣罗D(zhuǎn)變組織，β相中存在大量層片狀的次生α相。

本實(shí)驗(yàn)以拉拔態(tài)的TC6合金棒材為原始材料，首先，進(jìn)行不同溫度的固溶處理，其工藝為：800、840、880、920、960和1000℃保溫1.5h后水冷（WQ）；其次，對(duì)于880/1.5h/WQ的樣品，進(jìn)行不同溫度的時(shí)效處理，其分別為：300、400、500、550、600和700℃保溫4h后空冷（AC）。在D/Max-2400PC型X射線衍射儀上進(jìn)行物相分析，采用Cu靶Kα射線，掃描角度范圍20°~70°；采用FEI InspectF50場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM2100F透射電子顯微鏡（TEM）進(jìn)行顯微組織觀察，在SEM形貌照片上進(jìn)行初生α相體積分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計(jì)，每種熱處理狀態(tài)至少選用3張照片；對(duì)不同溫度固溶和時(shí)效處理后的棒材加工成標(biāo)準(zhǔn)光滑拉伸試樣（M16×Φ10），采用SANS-CMT5205萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)室溫拉伸性能，拉伸試驗(yàn)采用恒定拉伸速度為1mm/min。

2、結(jié)果與討論

2.1TC6合金相組成和顯微組織隨固溶溫度的演變

圖2為TC6合金經(jīng)過(guò)不同溫度固溶處理后的XRD圖譜。如圖所示，在800~880℃固溶溫度范圍內(nèi)，合金由α相和β相組成；當(dāng)溫度升高到920~960℃后，圖譜上有明顯的斜方馬氏體α″相衍射峰，此時(shí)合金由α相，β相和α″相組成；當(dāng)溫度超過(guò)相變點(diǎn)后（1000℃），β相和α″相峰消失，合金由六方馬氏體α'相組成。

圖3為TC6合金經(jīng)過(guò)不同溫度固溶處理后的顯微組織?？梢姡?00~880℃固溶處理后，合金由等軸的初生α相和亞穩(wěn)β相組成，隨著溫度的升高，兩相尺寸變大；當(dāng)固溶溫度920~960℃時(shí)，β相里面有明顯細(xì)針狀馬氏體α'相析出；當(dāng)固溶溫度為1000℃時(shí)，合金演變?yōu)榈湫痛执筢槧铖R氏體α'相。圖4為初生α相的含量隨固溶溫度的變化趨勢(shì)。從圖中可知，初生α相隨固溶溫度升高先緩慢降低，當(dāng)固溶溫度超過(guò)920℃后快速降低。

首先，在較低溫度固溶時(shí)（800~880℃），由于原始棒材在兩相區(qū)經(jīng)過(guò)塑性加工，使合金的晶粒發(fā)生明顯形變及晶格畸變，極大地提高了缺陷密度和由能，所以在后續(xù)加熱過(guò)程中，合金除發(fā)生α相到β相轉(zhuǎn)變外，兩相還會(huì)發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶來(lái)釋放能量。因此，原始的β轉(zhuǎn)變組織中片狀次生α相溶解，兩相隨著溫度升高逐漸等軸化并且長(zhǎng)大，如圖3a~3c，需要指出的是，初生α相含量隨固溶溫度升高而降低，從65.8%降低到54.7%，然而此階段由于加熱溫度較低，初生α相減少量較小，β基體中β穩(wěn)定化元素含量較高，所以β基體穩(wěn)定性相對(duì)較高，隨后經(jīng)過(guò)水冷后，保留了高溫狀態(tài)，即初生α相和亞穩(wěn)β相；其次，固溶溫度升高到920℃，高溫β相進(jìn)一步增加，此時(shí)初生α相含量減少到35.8%，此時(shí)β基體的穩(wěn)定性明顯變?nèi)?，易于在隨后快速冷卻中產(chǎn)生切變的相變，可以觀察到大量的細(xì)針狀馬氏體α'相在過(guò)冷β相中析出，如圖3d所示；當(dāng)固溶溫度升高到960℃（如圖3e），顯微組織中統(tǒng)計(jì)的初生α相含量?jī)H為3.8%，此時(shí)α'相大量彌散分布在過(guò)冷β相里面；最后，當(dāng)固溶溫度超過(guò)相變點(diǎn)，如圖3f所示，此時(shí)初生α相消失，粗大的高溫β相非常不穩(wěn)定，隨后水冷過(guò)程中全部轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮摩?#39;相。

2.2固溶溫度對(duì)TC6合金拉伸性能的影響

圖5為TC6合金經(jīng)過(guò)不同固溶溫度處理后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線及拉伸性能，在800~840℃固溶處理后，總體上合金的強(qiáng)度和塑性隨著溫度升高稍微增加，從顯微組織和相組成上可知，合金發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶，雖然晶粒尺寸隨著溫度升高長(zhǎng)大，但顯微組織和元素分配更均勻，因此綜合性能有所提高；固溶溫度升高到880℃，如工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線所示（圖5a），此時(shí)拉伸曲線上存在雙屈服現(xiàn)象，由于屈服強(qiáng)度取第1個(gè)屈服點(diǎn)，因此屈服強(qiáng)度明顯降低，隨固溶溫度升高，亞穩(wěn)β相含量增加。因此，β基體中的β穩(wěn)定化元素含量降低，β相穩(wěn)定性變差，從拉伸前后TEM形貌和選取電子衍射結(jié)果看（圖6），拉伸后β相中有大量的斜方馬氏體α″相存在。由此可知，在拉伸變形的初期，部分亞穩(wěn)β相應(yīng)力誘變?yōu)棣痢逑郲11-13]，馬氏體相變?yōu)橹鲗?dǎo)的塑性變形，產(chǎn)生第1個(gè)較低的屈服點(diǎn)，隨著α″相含量的增加，馬氏體相變所需應(yīng)力超過(guò)α和β相的屈服應(yīng)力，位錯(cuò)滑移為主導(dǎo)的塑性變形，產(chǎn)生第2個(gè)屈服點(diǎn)；當(dāng)920℃固溶處理后，同樣產(chǎn)生雙屈服現(xiàn)象，此時(shí)β相穩(wěn)定性變得更差，亞穩(wěn)β相更容易應(yīng)力誘變?chǔ)痢逑?，同時(shí)由于β相中本身存在大量的彌散細(xì)針狀α″相，導(dǎo)致第1個(gè)屈服點(diǎn)更低，另外，大量的α″相引起明顯的彌散強(qiáng)化，合金的抗拉強(qiáng)度明顯提高，此時(shí)組織中保留了一定量的初生α相（圖3d），等軸初生α相可以改善合金的塑性[14,15]，故塑性降低不明顯；隨溫度繼續(xù)升高到960℃（接近β轉(zhuǎn)變點(diǎn)），α″相彌散強(qiáng)化效果繼續(xù)增加，但初生α相基本消失，因此塑性明顯降低，拉伸試樣發(fā)生脆斷；當(dāng)合金在超過(guò)相變點(diǎn)溫度處理后（1000℃），原始粗大的β相及水冷形成的粗大針狀α'相導(dǎo)致合金抗拉強(qiáng)度下降，拉伸為脆性斷裂。

2.3TC6合金相組成和顯微組織隨時(shí)效溫度的演變

圖7為固溶態(tài)（880/1.5h/WQ℃）TC6合金經(jīng)過(guò)不同溫度時(shí)效處理后的XRD圖譜。如圖所示，所有時(shí)效的試樣均是由α相和β相兩相組成。

圖8為固溶態(tài)（880/1.5h/WQ℃）TC6合金經(jīng)過(guò)不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織。經(jīng)880/1.5h/WQ℃處理的樣品中無(wú)馬氏體相析出，合金由α相和β相組成，兩相各占50%左右（圖3c）。隨后的時(shí)效過(guò)程主要是亞穩(wěn)β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗟倪^(guò)程，經(jīng)300~500℃時(shí)效處理后，如圖8a，8b和8c所示，α相和β相的形貌、大小變化不明顯，統(tǒng)計(jì)的初生α相含量基本維持在50%左右，在較低溫度時(shí)效過(guò)程中，合金元素?cái)U(kuò)散不明顯，初生α相穩(wěn)定，但是由圖8f可以看出，該合金在300℃時(shí)效處理后，主要是β基體內(nèi)部產(chǎn)生轉(zhuǎn)變，β基體TEM形貌及選取電子衍射花樣顯示有次生α相及ω相，需要指出的是，ω相在XRD譜上沒(méi)有明顯的特征峰，并且隨著溫度的升高，不穩(wěn)定的ω相會(huì)轉(zhuǎn)化為α相[16]；當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到600℃，固溶處理后的亞穩(wěn)β相分解成穩(wěn)定α相和β相，隨著時(shí)效溫度升高，元素?cái)U(kuò)散加劇，除了大量次生α相彌散分布在β基體中，可以觀察到初生α相的集聚長(zhǎng)大；700℃時(shí)效處理后，初生α相進(jìn)一步聚集長(zhǎng)大且含量增加，次生α粗逐漸粗化，呈層片狀在分布在β基體上。

2.4時(shí)效溫度對(duì)TC6合金拉伸性能的影響

圖9為固溶態(tài)（880/1.5h/WQ℃）TC6合金經(jīng)過(guò)不同時(shí)效溫度處理后的拉伸性能。首先經(jīng)300/5℃h/AC時(shí)效的樣品，與原始固溶態(tài)相比，合金強(qiáng)度有了明顯提升但塑性降低，此時(shí)雖然時(shí)效溫度較低，且從SEM上觀察該合金保留了固溶態(tài)的形貌，α和β相的體積分?jǐn)?shù)變化不明顯，但是從TEM上分析可知，β基體中已經(jīng)開始析出次生α相和ω相，這些彌散的次生α相和ω相導(dǎo)致合金強(qiáng)度升高塑性降低，尤其是ω相析出使合金塑性明顯下降；當(dāng)時(shí)效溫度為400℃時(shí)，合金元素進(jìn)一步擴(kuò)散，析出更多彌散的次生α相和ω相，合金的抗拉強(qiáng)度繼續(xù)升高塑性下降；當(dāng)時(shí)效溫度升高到500℃，強(qiáng)度保持在較高值，合金的塑性得到提升（延伸率7.9%，斷面收縮率30.3%），但塑性仍然不能夠滿足工程需要；當(dāng)時(shí)效溫度為550℃時(shí)，合金強(qiáng)度下降到1305MPa，但塑性提升明顯（延伸率12.2%，斷面收縮率42.9%），此時(shí)合金滿足了高強(qiáng)鈦合金的指標(biāo)，有較佳的強(qiáng)塑性匹配；當(dāng)時(shí)效溫度升到600℃，由于初生α相集聚長(zhǎng)大且次生α相粗化，彌散強(qiáng)化效果明顯減弱，合金強(qiáng)度下降塑性進(jìn)一步提升；當(dāng)700℃時(shí)效后，β轉(zhuǎn)變組織明顯減少且其中的次生α相呈粗片狀，導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降塑性提高。

3、結(jié)論

1)在800~840℃固溶處理后，TC6合金由α相和β相組成，原始雙態(tài)組織演變?yōu)榈容S組織，兩相隨著溫度升高而聚集長(zhǎng)大，合金強(qiáng)度和塑性隨溫度升高略有上升；880℃固溶后，依然為等軸組織，但亞穩(wěn)β相含量增加，穩(wěn)定性變差，拉伸試樣出現(xiàn)了雙屈服現(xiàn)象，應(yīng)力誘變的斜方馬氏體α″相使合金屈服強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度提高塑性變化不大；920℃固溶處理后，β基體中本身存在α″相變，此時(shí)合金強(qiáng)度提升塑性略有下降；在接近相變點(diǎn)溫度960℃固溶后，初生α相基本消失，合金基本由包含α″相的β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，合金強(qiáng)度最大但塑性下降明顯；超過(guò)相變點(diǎn)固溶后（1000℃），組織演變?yōu)榇轴槧盍今R氏體α?相，強(qiáng)度下降，拉伸為脆性斷裂。

2)對(duì)于880/1.5h/WQ℃固溶態(tài)樣品經(jīng)過(guò)不同溫度時(shí)效處理，主要是亞穩(wěn)β相分解次生α相的過(guò)程，在300℃時(shí)效5h后，初生α相和亞穩(wěn)β相的形貌、大小和固溶態(tài)基本一致，但強(qiáng)度與固溶態(tài)相比有了明顯提升且塑性下降，此時(shí)β基體中有彌散的次生α相和ω相析出；在400℃時(shí)效后，彌散強(qiáng)化效果加強(qiáng)，強(qiáng)度提高塑性下降；在500℃時(shí)效后，強(qiáng)度保持在較高值，由于溫度升高，元素?cái)U(kuò)散明顯，塑性得到改善；在550℃時(shí)效后，強(qiáng)度有所下降但合金的強(qiáng)度和塑性具有較佳的匹配，此時(shí)滿足了高強(qiáng)鈦合金的性能指標(biāo)；最后，在600~700℃時(shí)效后，次生α相在β基體中隨時(shí)效溫度升高呈片狀長(zhǎng)大，同時(shí)初生α相隨溫度升高集聚長(zhǎng)大，導(dǎo)致合金強(qiáng)度繼續(xù)下降塑性提升。

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