TC18(BT22）鈦合金是一種具有代表性的高強高韌鈦合金，具有較好的強韌性匹配，很高的退火狀態(tài)強度水平。達到1080MPa采用強化處理方式，可超過1300MPa的強度。鈦合金具有極佳淬透性，合金退火強度最高，可達250mm的截面淬透厚度，通常用于制造飛機上的大型承力構(gòu)件，鈦合金在航空工業(yè)中具有重要的地位。國際航空界材料由傳統(tǒng)的靜強度轉(zhuǎn)變?yōu)閾p傷容限設(shè)計，塑性和韌性的良好匹配，損傷容限型鈦合金需要達到一定強度。斷裂韌性在β鈦合金的研究中發(fā)現(xiàn)通常與強度呈反比，β鈦合金的強韌化機制及方法是重點的研究方向。國內(nèi)外關(guān)于TC18鈦合金熱處理制度對組織及性能的研究較多，但處理后顯微結(jié)構(gòu)及力學性能研究較少，且系統(tǒng)性研究較差。
因此，本文針對鈦合金熱處理后的顯微結(jié)構(gòu)及力學性能研究，通過實驗優(yōu)化TC18鈦合金的性能，定量地分析處理后顯微結(jié)構(gòu)及力學性能，開發(fā)新型高強高韌鈦合金，改善同類型鈦合金的性能具有重要研究價值。
1、鈦合金的顯微結(jié)構(gòu)及力學性能
1.1 鈦合金的顯微結(jié)構(gòu)
熱加工過程多種多樣的鈦合金，具有十分復(fù)雜的相變，其組織類型比較多，包括雙態(tài)組織、三態(tài)組織、等軸組織、網(wǎng)籃組織和魏氏組織。不同的顯微組織將具有不同的力學性能，組織決定性能。
1.2 鈦合金的力學性能
室溫下變形量可達到90%的碘化法鈦，其塑性很好。在77K附近時都不發(fā)生脆斷，沖擊加工的缺口試樣。隨溫度的升高而升高的碘化法鈦的延伸率和斷面收縮率，抗拉強度和屈服強度隨溫度的升高而降低。鈦的雜質(zhì)元素N、O、C由大到小依次排列，均能提高鈦的抗拉強度而降低其塑性。H含量達到0.012～0.015%(wt.%）的鈦合金中，力學性能試樣的沖擊急劇降低，其缺口敏感性大大增加，發(fā)生所謂的“氫脆”。除上述元素外，由強到弱依次為Cr、Co、Nb、Mn、Fe、V、Sn七種常用元素對鈦強度的影響，也可提高鈦合金的強度。與鋁、鎂合金相比，其強度比好些合金鋼還要高，鈦合金的強度是鎂合金的5倍左右，鋁的2倍多[6]。鈦合金卻變化很小，與室溫下的相比大大降低鎂、鋁合金673K時的強度。約為鋼的一倍多的鈦合金彈性系數(shù)，普通鈦合金的抗拉強度為280MPa～1100MPa，當下所有應(yīng)用的金屬材料中最高的鈦合金的比強度，抗拉強度可達1270MPa～1480MPa的高強鈦合金。
2、實驗材料及實驗方法
2.1 實驗材料制備
通過真空自耗爐三次熔煉，按照Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(wt.%）成分配料的TC18鈦合金，化學成分為Ti-5.01Al-4.69Mo-5.14V-1.03Cr-1.06Fe(wt.%）實測。在890℃兩墩兩拔至Φ150mm圓棒，1150℃六墩六拔開坯成Φ220mm圓棒，一墩一拔成60×100×Lmm坯料的810℃。測定合金的相變點通過金相法，溫度升高的熱處理，熱處理溫度值為840℃～860℃之間，逐漸減少合金中初生α相的含量。當達到880℃以上熱處理溫度時，在870℃時有極少量的熱處理溫度初生α相，等軸的β形成晶粒組織，確定合金的相變點大約為875℃，初生α相已完全消失。
2.2 實驗方法
(1）實驗熱處理方案
實驗熱處理方案采用β區(qū)固溶主要為了研究TC18鈦合金β晶粒的長大規(guī)律，β區(qū)固溶及α+β兩相區(qū)固溶+時效的熱處理制度，在1080℃、1130℃、1180℃加熱，熱處理制度分別保溫1、2、3、4h后空冷，熱處理制度、目標組織和實驗?zāi)康暮辖稹?/p>
(2）組織參數(shù)測量
開發(fā)的圖像分析軟件Image-Pro Plus(IPP)6.0，美國Media Cybernetics公司微觀組織參數(shù)，測量了初生α相αp體積分數(shù)v1，次生α相αs厚度D2、體積分數(shù)v2，等效圓直徑法晶粒尺寸D。
3、熱處理后顯微組織和組成相特征參數(shù)的影響
TC18鈦合金經(jīng)過固溶時效處理后，取決熱加工工藝參數(shù)及熱處理后的顯微組織，很大程度合金的以上力學性能，具有強度、疲勞強度、韌性和抗裂紋擴展性能的良好匹配，各顯微組織及組成相的特征參數(shù)是影響合金力學性能的直接因素。通過熱處理溫度與顯微組織關(guān)系的研究，不同的熱處理制度組成相及特征參數(shù)的研究較少，時效溫度對合金組成相特征參數(shù)，不同的固溶通過大量的統(tǒng)計計算得出。對TC18鈦合金顯微組織的影響規(guī)律，固溶時效及雙重熱處理溫度提供有力依據(jù)。TC18鈦合金均由α和β兩相組成，在750～860℃之間進行固溶處理后。時效處理后亞穩(wěn)β相將發(fā)生分解，合金仍由α和β兩相組成，同時會造成合金元素的重新分布。
3.1 熱處理對顯微組織的影響
在時效前固溶溫度的升高，不同固溶溫度合金的掃描照片，等軸α相的等效圓直徑變化不明顯，合金中初生等軸α相的含量減少。在時效處理條件下，亞穩(wěn)定β相中將析出條狀的次生，不同固溶及時效溫度下合金的掃描顯微組織。固溶及時效溫度的變化，體積分數(shù)等也發(fā)生變化，析出的次生αs相的厚度。在500℃時效條件下，在β轉(zhuǎn)變基體中析出的次生αs相的彌散程度增大，固溶溫度的升高。在780℃固溶條件下，由500℃時效后的細小彌散狀長成了經(jīng)600℃時效后的長條狀，次生的αs相開始長大，時效溫度的升高。
第一階段熱處理溫度在相變點溫度以下時，雙重熱處理制度下初生α相的顯微組織，初生α相呈短棒狀特征。當?shù)诙A段溫度降低時，為不規(guī)則的多邊形和短棒狀組織組成的混合組織，初生α相的形態(tài)將發(fā)生變化。第一階段溫度在相變點以上，第二階段溫度在相變點以下時，晶界處長條狀α相清晰可見，不同的顯微組織將具有不同的力學性能，組織決定性能晶內(nèi)也由有一定趨向關(guān)系的長條狀α相組成。
3.2 熱處理對β、α相晶格參數(shù)的影響規(guī)律
TC18鈦合金的XRD譜，固溶溫度對α和β相晶格參數(shù)的影響規(guī)律，采用外推法計算出α和β相的晶格參數(shù)。時效前β相晶格常數(shù)增加，隨固溶溫度的升高，c值和c/a均先增加然后減小，α相的a值基本保持不變；時效后固溶溫度的升高，相同時效條件下β相的晶格常數(shù)減小，c值和c/a均減小，α相的a值稍降；相同固溶條件下，α相的a值、c值和c/a均增加，β相的晶格常數(shù)增加，隨時效溫度的升高。合金元素與鈦原子體積差異綜合作用的結(jié)果，合金元素在兩相中的分布改變，隨著熱處理溫度的變化。固溶處理時，TC18鈦合金中的合金元素（Al、Mo、V、Cr、Fe）原子直徑均小于鈦原子直徑，會造成升高固溶溫度。使得兩相的晶格常數(shù)減小，α和β相中的α穩(wěn)定元素含量升高；使得兩相的晶格常數(shù)增加，β穩(wěn)定元素含量降低。對于β相，造成了β相的穩(wěn)定性隨固溶溫度的升高而降低，β相晶格常數(shù)隨固溶溫度的升高而增加，顯然β穩(wěn)定元素含量的減少對晶格常數(shù)的影響占據(jù)了主導地位。
對于α相，β穩(wěn)定元素含量的減少對晶格常數(shù)的影響占據(jù)主導地位。較低溫度固溶時，α穩(wěn)定元素含量升高對晶格常數(shù)的影響占據(jù)主導地位。較高溫度固溶時，α相的晶格常數(shù)出現(xiàn)了非單調(diào)變化，造成固溶時隨固溶溫度的升高。時效處理后，造成各相中的合金元素重新分布，亞穩(wěn)β相將發(fā)生分解。α相中則含有更低的β穩(wěn)定元素含量和更高的穩(wěn)定元素含量，分解形成的新的β相中含有更高的β穩(wěn)定元素含量和更低的。
4、熱處理后的特征參數(shù)對力學性能的影響
拉伸性能與固溶溫度的關(guān)系：
TC18鈦合金室溫拉伸性能隨固溶溫度的變化曲線，合金的強度和面縮率呈下降趨勢，時效前隨著固溶溫度的升高，抗拉強度（Rm）約980MPa下降至約900MPa。合金的延伸率（A）基本保持在15%左右，面縮率（Z）由約65%下降至約35%。在500℃時效時，合金的抗拉強度由約1370MPa提高至約1700MPa，隨著固溶溫度的升高，合金的延伸率也由約10%下降至約4%，約50%降至約3%強度提高約330MPa面縮率。550℃時效時，約55%下降至約20%強度提高約180MPa面縮率，約1270MPa提高至約1450MPa合金的抗拉強度，延伸率由約10%下降至約5%。600℃時效時，面縮率由約60%下降至約37%，合金的抗拉強度由約1170MPa提高至約1350MPa，延伸率由約13%下降至約10%。
結(jié)論
通過TC18鈦合金β區(qū)固溶，采用β區(qū)固溶及α+β兩相區(qū)固溶時效的熱處理制度，β晶粒的長大規(guī)律及其熱力學動力學分析。固溶時效溫度及各組織參數(shù)對TC18鈦合金性能的影響，α+β兩相區(qū)固溶時效后，依據(jù)回歸方程對各組織參數(shù)和性能的關(guān)系進行預(yù)測，合金的強度均呈下降趨勢，αp體積分數(shù)、αs體積分數(shù)及厚度的增加，呈上升趨勢的塑性，對TC18鈦合金室溫力學性能的影響要大，αp體積分數(shù)較αs體積分數(shù)及厚度。
參考文獻
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