1、前言

鈦合金具有比強度高、中溫性能好，抗腐蝕性能好等一系列優點。在室溫下，鈦合金的比強度高于高強鋼和高強鋁合金。在400～500℃內，鈦合金的比持久強度、比蠕變強度和比疲勞強度都明顯高于耐熱不銹鋼。因此鈦合金在航空、航天、化工和船舶等工業部門得到廣泛應用[1]。

TC6鈦合金為馬氏體型α+β兩相熱強鈦合金，是目前應用最廣泛的Ti—Al一Mo—Cr—Fe—Si系鈦合金。Al在TC6合金中穩定并強化α相；同時加入Mo和Si，增加了β相的數量，有利于熱加工和熱穩定性的提高；Cr和Fe是β共析元素，通過強化 α和β相提高中等溫度下的拉伸強度[2]。TC6合金使用狀態一般為退火狀態，也可進行適當的強化熱處理。該合金可用于制造發動機上在400℃以下長時間工作6000h和在450℃工作2000h的部件口[3]。由于鈦合金在超過β轉變溫度后，晶粒迅速 長大，變形后形成魏氏組織，造成塑性和沖擊韌性的降低，因而TC6合金一般在低于β轉變溫度10～30℃變形[1,4]，鍛造溫度范圍窄，變形抗力大，本文通過不同變形溫度對組織、性能的影響，探討了提高TC6合金可鍛性的途徑。

2、試驗

2.1材料

試驗用材料為寶鈦股份經3次真空自耗熔煉的TC6鈦棒，規格為φ130mm，交付狀態為退火態，退火制度為890℃×1h、空冷+600℃×2h、空冷。原材料化學成分見表1。

2.2原材料組織

原材料低倍組織致密，無可見晶粒，其低倍組織見圖1(a)。原材料顯微組織為網籃狀組織，所有原始β晶界已充分破碎，α相不同程度地發生扭曲，其間分布著α和β相的混合體，原材料顯微組織見圖1(b)。

2.3方法

用金相法測定了試驗用棒材的相變點，β轉變溫度為940~950℃。試驗時選用了兩個變形溫度。第一個變形溫度為930℃，低于相變點，即在α+β兩相區進行變形；第二個變形溫度為950℃，稍高于相變點，即近β鍛造。

環形件鍛造工藝過程為：坯料加熱保溫100min，鐓餅、沖孔、擴孔、整形，終鍛溫度大于800℃，鍛后空冷。鍛件冷卻后對鍛件進行等溫退火處理，退火制度為：870℃×1．5 h；爐冷至650℃，保溫2h；空冷至室溫。隨后對鍛件進行解剖分析，以確定變形溫度對鍛件組織、性能的影響。

3、結果及分析

從兩種溫度的成形過程看，950℃變形時變形抗力小于930℃時的抗力，材料流動性和可鍛性也較好，這主要是因為鈦合金有兩種同素異構體，低溫下是具有密排六方晶格的α相，六方晶格組織滑移面數目有限，在低溫下塑性變形困難。隨溫度升高，六方晶格滑移面增多，塑性大大提高。當溫度超過相變點進入β相區后，金屬組織由六方晶格轉變為體 心立方晶格，塑性大大增加。同時合金組織由兩相組織轉變為單相組織，消除了由于各相性能不同造成的變形不均，使流動應力降低。在950℃和930℃兩個變形溫度成形的鍛件低倍組織都很均勻、致密，無明顯的清晰晶粒，也無其它肉眼可見的冶金缺陷。

3.1鍛件組織

顯微組織檢查發現，930℃變形的鍛件顯微組織為兩相區加工的均勻等軸組織，初生α相基本球化，在等軸僅基體上分布有一定數量的β組織，無明顯的原始β晶界痕跡，鍛件高倍組織見圖2(a)。

等軸α晶粒的形成過程是合金在α+β兩相區進行變形時，原始β晶粒和α相同時產生塑性變形，沿金屬流動方向被拉長和破碎，隨后發生再結晶，由于α相的再結晶快于Bβ相的再結晶，從而得到球狀的α再結晶晶粒。一般認為這樣的組織綜 合性能較好，尤其是塑性和沖擊韌性。

950℃變形的鍛件顯微組織為網籃組織，見圖2(b)。組織中原始β晶界未在變形過程中完全消除，但β晶界遭到一定程度的破碎，輪廓不夠完整和清晰，條狀僅相不同程度地發生扭曲，其間分布著α和β相的混合體。產生該組織的原因主要是 鍛造加熱溫度高于相變點，刻劃晶界的條狀儀相和晶內的片狀α相是在動態變形過程中析出，因此，沿β晶粒邊界析出的條狀α相被扭曲，被變形的片狀α相切割而變得不完整；同時晶內的片狀α相被變形拉長和扭曲，改變了原來的規則位向和平行排列，形貌趨近于條狀，其間保留著α+β的混合體。一般認為這樣的組織熱強性較好，室溫塑性比等軸 組織有所降低，但能提高斷裂韌性、高溫持久和高溫蠕變性能[2,4]。

3.2鍛件力學性能

由于TC6合金普通退火后的空冷過程中亞穩定的β相會部分地分解而形成兩相組織，這種組織不穩定，并在合金的使用溫度下趨于完全分解。等溫退火處理能夠保證TC6合金獲得最穩定的α+β組織，保證在工作溫度的長時間過程中有較高的強 度和最高的塑性和最好的熱穩定性，這也是高溫下長時間工作零件采用的基本熱處理制度[5]。鍛件室溫力學性能測試數據見表2。

表2來看，在α+β兩相區的930℃變形和在β單相區的950℃變形，強度和沖擊韌性相近，沒有顯著差別。塑性略有下降，950℃變形比930℃變形的δ₅，和ψ有所降低，特別是面縮率ψ，這與組織的變化是相對應的。930℃變形獲得的是等軸組織，這種組織有極好的塑性。同時，兩相區變形初生α相含量更高(見圖2)，而α相對拉伸塑性起著重要作用。

拉伸變形較小時，在等軸α和變形β的相界面上產生空洞；隨著拉伸變形程度的增加，在必須穿過基體之前，這些空洞沿著相界面長大。α相顆粒對空洞長大起著阻礙作用，初生α相顆粒越多，平均自由程越短，空洞長大遇到的阻礙越大。因此，拉伸試樣在斷裂前產生更大的變形，從而獲得更高的拉伸塑性[2]。雖然950℃變形的鍛件室溫塑性有降低，但 比一般鍛件標準要求的(δ₅≥8％和ψ≥20％)高得多，使用中有很大的富裕量。

在930℃變形和950℃變形鍛件的高溫力學數據沒有顯著差異，這兩個溫度變形對高溫力學性能沒有太大影響。

4、結論

(1)TC6合金在稍高于β相變點進行近β鍛造，可降低變形抗力，提高可鍛性。

(2)TC6合金在稍高于β相變點的單相區變形，得到的顯微組織為網籃狀組織；而在α+β兩相區成形，得到的組織為等軸組織。

(3)TC6合金近β鍛造和α+β兩相區鍛造的常規室溫、高溫力學性能沒有明顯差異，因此適當提高變形溫度，采用稍高于β相變點的近β鍛造可以在保證力學性能的情況下，提高合金的可鍛性。

參考文獻

1中國機械工程學會鍛壓學會．鍛壓手冊(第一卷)．北京：機械工業出版社，2002：283—324

2王金友，葛志明，周彥邦．航空用鈦合金．上海：上海科學技術出版社，1985：113～221

3《中國航空材料手冊》編輯委員會．中國航空材料手冊(第四卷)．北京：中國標準出版社，2002：132—146

4《鍛壓技術手冊》編委會．鍛壓技術手冊．北京：國防工業出版社，1989：244～254

5布魯克斯C R．有色合金的熱處理、組織和性能．北京：冶金工業出版社，1988：360—387