鈦及鈦合金作為繼金屬鋁和金屬鐵之后的“第三金屬”，在地殼中儲量豐富，與其它金屬相比，鈦及鈦合金具有高比強度、低密度、高耐熱性、無磁性、低熱膨脹系數、高的耐腐蝕性能以及良好的生物相容性能等諸多優點，是航空航天器輕量化和提高其綜合性能的絕佳用材[1]。鈦及鈦合金應用水平是體現飛行器先進程度的一個重要參考指標。如波音757客機的鈦合金用量占整個結構質量的5%，用量高達3640 kg。麥道公司生產的DC10飛機，鈦合金用量達5500 kg，占結構質量的10%。與此同時，鈦合金大量在航空發動機中使用，一般占結構總質量的20%~30%，主要用于制造壓氣機部件。20世紀80年代和90年代，鈦合金在飛機和發動機中的用量大幅度提高。美國的第四代戰斗機F22的用鈦量占全機質量的41%，其動力裝置F119發動機的用鈦量占總質量的36%。鈦合金已成為現代飛機和發動機不可缺少的結構材料之一[2]。

Ti6246鈦合金（Ti–6Al–2Sn–4Zr–6Mo）是一種高Mo含量的高溫鈦合金，該合金具有良好的熱加工性能，合金的長期使用溫度在420 °C左右，短期使用溫度可達540 °C[3]，可用于制造航空發動機的風扇盤、壓氣機盤件、葉片等厚截面結構件，具有良好的應用前景[4−5]。由于Ti6246鈦合金中含有質量分數6%的強β穩定元素Mo，使得合金的力學性能對熱處理制度非常敏感[6]。本文旨在通過研究規格為?200 mm的Ti6246鈦合金棒材在不同熱處理制度下的顯微組織與力學性能的變化規律，以期獲得熱處理制度與棒材綜合性能的最佳匹配方案，作為該合金棒材后續生產的參考方案。

1.   實驗材料與方法

所用材料為新疆湘潤熔鑄廠3次真空自耗電弧爐熔煉制備的規格為?650 mm的Ti6246鈦合金鑄錠，采用電感耦合等離子體光譜儀（ICP）測試鑄錠化學成分（見表1），符合AMS 4981H同時滿足GB/T 3620.1標準的要求，用金相法測得該鑄錠的(α+β)/β相變點為975~980 °C。

鑄錠先在β相區進行開坯鍛造，開坯鍛造采用鐓拔工藝，總鍛比大于6，將原始鑄態組織充分破碎。然后在α+β兩相區采用鐓拔與常規拔長相結合的工藝方案進行鍛造，總鍛比大于12，經過充分均勻的塑性變形，最終鍛造成規格為?200 mm的大規格Ti6246鈦合金棒材。

圖1為Ti6246鈦合金棒材頭、底部鍛后中心位置金相組織，由圖1可知，合金棒材頭、底部的原始金相組織均為典型的等軸組織，該組織由兩部分構成，分別為初生α相和β轉變組織，初生α相形貌以等軸狀為主，并有少量長條狀α相，而β轉變組織由次生α相以及殘余β相構成，次生α相形貌為細針狀，殘余β相位于次生α相之間。由圖1可以看出合金棒材頭、底部位組織均勻、一致性好，不同部位各向異性小。

圖2為Ti6246鈦合金棒材頭、底部鍛后宏觀組織，由圖2可以看出，棒材頭、底部低倍組織無裂紋、折疊、氣孔、偏析、金屬或非金屬夾雜及其他目視可見的冶金缺陷。無肉眼可見的清晰粗大晶粒。

從圖1、圖2棒材鍛后高、低倍組織可以看出，經常規鍛造生產的Ti6246鈦合金棒材不同部位組織均勻，中心部位鍛透性好，工藝方案達到了預期效果。

為充分挖掘合金的潛力，探究固溶時效制度對合金性能的影響，通過熱處理將合金性能調整到最優，因此采用“高溫固溶+低溫固溶+低溫時效”、“低溫固溶+低溫時效”、“低溫固溶+低溫時效+高溫二次時效”3種工藝思路開展熱處理試驗。具體熱處理制度見表2，其中WC為水淬，AC為空冷。

為保證試驗結果的一致性，同時檢測棒材心部的鍛透性，在棒材中心位置取樣，室溫拉伸試樣取樣方向為棒材縱向，金相組織檢測方向為棒材橫向。首先從棒材本體上切取?200 mm×70 mm試樣坯，然后在試樣坯中心部位用線切割掏取直徑為?40 mm×70 mm試樣棒，采用表2的熱處理制度利用馬弗爐對試樣棒進行熱處理，熱處理完成后在?40 mm試樣棒中心用線切割掏取?12 mm×70 mm試樣進行縱向力學性能檢測（取樣方法見圖3）。室溫力學性能檢測完成后在試樣端面進行橫向顯微組織檢測，室溫拉伸性能的檢測執行ASTM E8/E8M-2016a標準的要求。其中，合金熱處理用馬弗爐的精度等級為2級，采用ICX41M型倒置光學顯微鏡觀察合金的金相組織，采用CMT5205型萬能電子拉伸試驗機檢測室溫拉伸性能。

2.   結果與分析

2.1   不同熱處理制度對合金棒材顯微組織的影響

圖4~6為Ti6246鈦合金棒材采用表2中的熱處理制度進行熱處理后得到的顯微組織。研究表明，Ti6246合金在單相區及α+β兩相區經固溶處理后快速入水水冷，因該合金中β穩定元素含量高，會發生β→α"轉變以及少量亞穩β相的形成。時效后會發生馬氏體α"相的轉化、分解以及亞穩β相的分解，析出細小、彌散的次生α相[7]。

從圖4可以看出，經工藝A處理后的顯微組織，隨著第一階段固溶溫度的升高，初生α相含量明顯下降，固溶溫度為890 °C時，初生α相體積分數為38%，固溶溫度為945 °C時，初生α相體積分數降至13%，固溶溫度升至965 °C時，初生α相體積分數僅剩2%。次生α相含量增加，尺寸增長變寬，且越接近(α+β)/β相變點，顯微組織則由原來的等軸組織變成細長的針狀組織。因此調整高溫固溶溫度對合金棒材的顯微組織的形貌有明顯的影響。

從圖5可以看出，經工藝B處理后的顯微組織為典型的等軸組織，由初生α相和β轉變組織（次生α相）組成，初生α相形貌以等軸狀為主。固溶溫度一定的條件下，隨著時效溫度的增高，初生α相尺寸以及數量均無明顯變化，初生α相體積分數在35%左右，平均晶粒尺寸約為8 μm。次生α相僅有微弱的長大趨勢，因此，僅通過小范圍內調整時效溫度對合金棒材顯微組織形貌的影響并不明顯。

從圖6可以看出，采用工藝C處理后的顯微組織由拉長的片狀α+少量的等軸α以及板條狀次生α組成，初生α相體積分數為45%左右。相較于只進行一次時效的顯微組織（見圖5），二次時效后合金顯微組織在形態上有較為明顯的變化，這主要因為隨著二階段高溫時效的進行為晶體的再結晶提供畸變能量，晶粒內部發生了新晶粒重新形核和長大過程，隨著第二階段時效溫度的升高，初生α相尺寸以及數量變化不明顯，但次生α相有長大趨勢。所以調整二次時效溫度對合金棒材顯微組織的影響不大。

合金棒材經不同熱處理制度處理后的顯微組織對比分析，發現在原“低溫固溶+低溫時效”制度的基礎上，增加高溫固溶及高溫二次時效均能明顯的改變棒材顯微組織形貌特征。

2.2   不同熱處理制度對棒材室溫拉伸性能的影響

Ti6246鈦合金棒材經不同熱處理制度下的室溫拉伸性能如圖7~9所示。從圖7可以看出，經工藝A處理后的合金棒材，圖中隨著第一階段固溶溫度的升高，棒材的強度以及塑性均呈現下降趨勢，尤其是塑性的下降趨勢很大，延伸率（A）由10%降至5%，斷面收縮率（Z）由24%降至12%。在鈦合金塑性變化過程中，其塑性主要由初生α相的形貌和尺寸所決定，而強度則主要由β轉變相/次生α相含量以及尺寸所控制[8]。當第一階段固溶溫度為890 °C時，合金的顯微組織由等軸初生α相和β基體析出的細針狀次生α相組成，彌散分布的細針狀次生α可以有效阻礙位錯的滑移和攀移，從而起到強化作用[9]。隨著第一階段固溶溫度升至965 °C，合金的顯微組織由原來的細小的等軸組織變為細長的針狀組織，初生α相體積分數由38%迅速減少至2%，次生α相形貌明顯增長變寬，嚴重弱化了次生α相的強化作用，從而導致合金強度及塑性均呈現下降趨勢。

從圖8可以看出，經工藝B處理的合金棒材，圖中隨著時效溫度的升高，棒材的強度呈現下降趨勢，而塑性逐漸升高，這是由于固溶溫度一定時，初生α的含量變化不大，但隨著時效溫度的提高，次生α相的尺寸逐漸粗化，次生α相強化效果下降，但其形狀尖銳鈍化，使應力集中效果減弱，起到一定的“軟化”作用[10]。故而合金抗拉強度（Rm）由1366 MPa降至1321 MPa，屈服強度（Rp0.2）由1188 MPa降至1158 MPa。延伸率（A）由8%升至11.5%，斷面收縮率（Z）由18%增至23%。

從圖9可以看出，經工藝C處理的合金棒材，圖中隨著二次時效溫度的升高，強度呈現下降趨勢，塑性提高。這是由于進行二次時效后，晶體內部發生回復再結晶過程，此過程通過原子擴散來實現，隨著時效溫度的升高，原子的擴散速度加快，擴散距離增加，這種趨勢隨著時效溫度的升高將會愈發明顯。初生α相顆粒間出現短棒狀的晶界α相。隨著二次時效溫度提高，次生α相的數量增加，尺寸明顯粗化，短棒狀的晶界α相也不斷加粗，并呈連續分布狀態，初生α相含量及尺寸并無明顯變化，導致合金強度下降，塑性升高。這與試驗結果相吻合。隨著二次時效溫度的升高，合金抗拉強度（Rm）由1347 MPa降至1294 MPa，屈服強度（Rp0.2）由1194 MPa降至1147 MPa。而塑性反之，延伸率（A）由11.5%升至14%，斷面收縮率（Z）由28%增至34%。

3.   結束語

（1）經常規鍛造生產的大規格Ti6246鈦合金棒材，在原有工藝B制度的基礎上，增加高溫固溶及高溫二次時效均能明顯的改變棒材的顯微組織形貌特征，而在同一固溶溫度下，小范圍內改變時效溫度對棒材顯微組織的影響不大。但合金的室溫拉伸性能對熱處理制度非常敏感。

（2）經常規鍛造生產的大規格Ti6246鈦合金棒材，利用工藝B制度處理后，可使合金棒材得到較為理想的強度和顯微組織形貌。利用工藝C制度處理后的合金棒材可獲得更加優異的塑性。

（3）經870 °C/1 h，WC+585 °C/8 h，AC+590 °C/2 h，AC處理后的合金棒材，抗拉強度可以達到1347 MPa，屈服強度可以達到1194 MPa，延伸率為11.5%，斷面收縮率為28%，得到較為理想的強塑性匹配。

文章來源——金屬世界