Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si是一種馬氏體型兩相熱強鈦合金，俄羅斯牌號為VT3-1，我國對應牌號為TC6，該合金除具有比強度高、抗腐蝕性好等優(yōu)點外，還具有良好的塑性，其服役溫度可達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)動機葉片、渦輪盤等重要部件，并在前蘇聯(lián)航空發(fā)動機上獲得了廣泛的應用，也可以用于制造飛機的隔框、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，同時又具有較高的強度，作為一種結(jié)構(gòu)鈦合金，能夠很好的滿足工程設計指標要求，因此大部分構(gòu)件都采用退火狀態(tài)使用，大量文獻也都集中在該合金退火后的顯微組織和力學性能等研究[4-6]。

近年來，隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，對結(jié)構(gòu)鈦合金提出了更高的強度要求（如抗拉強度≥1300MPa），工程上應用最廣泛的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、強度和塑性匹配比較難控制[7]，不利于工程應用，然而，對于兩相鈦合金來說，更容易通過熱處理來調(diào)節(jié)兩相的比例，使合金在較高強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合金能夠成為高強鈦合金，已經(jīng)有部分文獻開展了固溶和時效工藝對該合金顯微組織和性能的研究，但對其開展了一些研究主要集中于不同的熱處理工藝方面，如通過普通退火、等溫退火、雙重退火和固溶時效等工藝，得到等軸組織、雙態(tài)組織和片狀組織等不同顯微組織，對比其不同組織具有的力學性能，以此指導生產(chǎn)實踐，然而缺乏對該合金在更寬泛的溫度處理后顯微組織演化和力學性能變化的認識。雙相鈦合金在不同熱處理過程中存在不同的相變，例如擴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)變情況及相應的性能，是全面了解該合金的基礎。

為了豐富對TC6合金的認識，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效溫度處理后顯微組織的演變情況，重點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效后的不同顯微組織對性能的影響，同時，旨在獲取較佳的固溶時效工藝，為TC6合金在高強狀態(tài)下應用提供參考。

1、實驗

TC6合金鑄錠采用3次真空自耗電弧熔煉，鑄錠經(jīng)過開坯、鍛造、軋制、拉拔等工序制成直徑為Φ16mm的棒材，合金的化學成分如表1所示，合金的[Al]_當=7.11，[Mo]_當=6.15，用金相法測得合金的相變點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)域為初生α相，灰白色區(qū)域為β轉(zhuǎn)變組織，β相中存在大量層片狀的次生α相。

本實驗以拉拔態(tài)的TC6合金棒材為原始材料，首先，進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，對于880/1.5h/WQ的樣品，進行不同溫度的時效處理，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場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM2100F透射電子顯微鏡（TEM）進行顯微組織觀察，在SEM形貌照片上進行初生α相體積分數(shù)的統(tǒng)計，每種熱處理狀態(tài)至少選用3張照片；對不同溫度固溶和時效處理后的棒材加工成標準光滑拉伸試樣（M16×Φ10），采用SANS-CMT5205萬能試驗機檢測室溫拉伸性能，拉伸試驗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，此時合金由α相，β相和α″相組成；當溫度超過相變點后（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)過不同溫度固溶處理后的顯微組織。可見，在800~880℃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；當固溶溫度920~960℃時，β相里面有明顯細針狀馬氏體α'相析出；當固溶溫度為1000℃時，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。從圖中可知，初生α相隨固溶溫度升高先緩慢降低，當固溶溫度超過920℃后快速降低。

首先，在較低溫度固溶時（800~880℃），由于原始棒材在兩相區(qū)經(jīng)過塑性加工，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)加熱過程中，合金除發(fā)生α相到β相轉(zhuǎn)變外，兩相還會發(fā)生回復與再結(jié)晶來釋放能量。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)定性相對較高，隨后經(jīng)過水冷后，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相進一步增加，此時初生α相含量減少到35.8%，此時β基體的穩(wěn)定性明顯變?nèi)酰子谠陔S后快速冷卻中產(chǎn)生切變的相變，可以觀察到大量的細針狀馬氏體α'相在過冷β相中析出，如圖3d所示；當固溶溫度升高到960℃（如圖3e），顯微組織中統(tǒng)計的初生α相含量僅為3.8%，此時α'相大量彌散分布在過冷β相里面；最后，當固溶溫度超過相變點，如圖3f所示，此時初生α相消失，粗大的高溫β相非常不穩(wěn)定，隨后水冷過程中全部轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮摩?#39;相。

2.2固溶溫度對TC6合金拉伸性能的影響

圖5為TC6合金經(jīng)過不同固溶溫度處理后的工程應力-應變曲線及拉伸性能，在800~840℃固溶處理后，總體上合金的強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)生了回復和再結(jié)晶，雖然晶粒尺寸隨著溫度升高長大，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℃，如工程應力-應變曲線所示（圖5a），此時拉伸曲線上存在雙屈服現(xiàn)象，由于屈服強度取第1個屈服點，因此屈服強度明顯降低，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相應力誘變?yōu)棣痢逑郲11-13]，馬氏體相變?yōu)橹鲗У乃苄宰冃危a(chǎn)生第1個較低的屈服點，隨著α″相含量的增加，馬氏體相變所需應力超過α和β相的屈服應力，位錯滑移為主導的塑性變形，產(chǎn)生第2個屈服點；當920℃固溶處理后，同樣產(chǎn)生雙屈服現(xiàn)象，此時β相穩(wěn)定性變得更差，亞穩(wěn)β相更容易應力誘變α″相，同時由于β相中本身存在大量的彌散細針狀α″相，導致第1個屈服點更低，另外，大量的α″相引起明顯的彌散強化，合金的抗拉強度明顯提高，此時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），α″相彌散強化效果繼續(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；當合金在超過相變點溫度處理后（1000℃），原始粗大的β相及水冷形成的粗大針狀α'相導致合金抗拉強度下降，拉伸為脆性斷裂。

2.3TC6合金相組成和顯微組織隨時效溫度的演變

圖7為固溶態(tài)（880/1.5h/WQ℃）TC6合金經(jīng)過不同溫度時效處理后的XRD圖譜。如圖所示，所有時效的試樣均是由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)過不同溫度時效處理后的顯微組織。經(jīng)880/1.5h/WQ℃處理的樣品中無馬氏體相析出，合金由α相和β相組成，兩相各占50%左右（圖3c）。隨后的時效過程主要是亞穩(wěn)β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗟倪^程，經(jīng)300~500℃時效處理后，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)計的初生α相含量基本維持在50%左右，在較低溫度時效過程中，合金元素擴散不明顯，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譜上沒有明顯的特征峰，并且隨著溫度的升高，不穩(wěn)定的ω相會轉(zhuǎn)化為α相[16]；當時效溫度達到600℃，固溶處理后的亞穩(wěn)β相分解成穩(wěn)定α相和β相，隨著時效溫度升高，元素擴散加劇，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相的集聚長大；700℃時效處理后，初生α相進一步聚集長大且含量增加，次生α粗逐漸粗化，呈層片狀在分布在β基體上。

2.4時效溫度對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)過不同時效溫度處理后的拉伸性能。首先經(jīng)300/5℃h/AC時效的樣品，與原始固溶態(tài)相比，合金強度有了明顯提升但塑性降低，此時雖然時效溫度較低，且從SEM上觀察該合金保留了固溶態(tài)的形貌，α和β相的體積分數(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相導致合金強度升高塑性降低，尤其是ω相析出使合金塑性明顯下降；當時效溫度為400℃時，合金元素進一步擴散，析出更多彌散的次生α相和ω相，合金的抗拉強度繼續(xù)升高塑性下降；當時效溫度升高到500℃，強度保持在較高值，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；當時效溫度為550℃時，合金強度下降到1305MPa，但塑性提升明顯（延伸率12.2%，斷面收縮率42.9%），此時合金滿足了高強鈦合金的指標，有較佳的強塑性匹配；當時效溫度升到600℃，由于初生α相集聚長大且次生α相粗化，彌散強化效果明顯減弱，合金強度下降塑性進一步提升；當700℃時效后，β轉(zhuǎn)變組織明顯減少且其中的次生α相呈粗片狀，導致合金強度下降塑性提高。

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大，合金強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，應力誘變的斜方馬氏體α″相使合金屈服強度降低，抗拉強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，此時合金強度提升塑性略有下降；在接近相變點溫度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，合金強度最大但塑性下降明顯；超過相變點固溶后（1000℃），組織演變?yōu)榇轴槧盍今R氏體α?相，強度下降，拉伸為脆性斷裂。

2)對于880/1.5h/WQ℃固溶態(tài)樣品經(jīng)過不同溫度時效處理，主要是亞穩(wěn)β相分解次生α相的過程，在300℃時效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，但強度與固溶態(tài)相比有了明顯提升且塑性下降，此時β基體中有彌散的次生α相和ω相析出；在400℃時效后，彌散強化效果加強，強度提高塑性下降；在500℃時效后，強度保持在較高值，由于溫度升高，元素擴散明顯，塑性得到改善；在550℃時效后，強度有所下降但合金的強度和塑性具有較佳的匹配，此時滿足了高強鈦合金的性能指標；最后，在600~700℃時效后，次生α相在β基體中隨時效溫度升高呈片狀長大，同時初生α相隨溫度升高集聚長大，導致合金強度繼續(xù)下降塑性提升。

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