Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si是一种马氏体型两相热强钛合金 ，俄罗斯商标为VT3-1 ，我国对应商标为TC6 ，该合金除拥有比强度高、抗侵蚀性好蹬着点表 ，还拥有优良的塑性 ，其服役温度可达450℃ ，是一种“全能型”钛合金结构资料。该合金常被用于造作航空发起机叶片、涡轮盘等沉要部件 ，并在前苏联航空发起机上获得了宽泛的利用 ，也能够用于造作飞机的隔框、紧固件等[1-3]。由于TC6合金在退火后拥有较高的塑性和韧性 ，同时又拥有较高的强度 ，作为一种结构钛合金 ，可能很好的满足工程设计指标要求 ，因而大部门构件都选取退火状态使用 ，大量文件也都集中在该合金退火后的显微组织和力学机能等钻研[4-6]。
近年来 ，随着航空航天工业的发展 ，对结构钛合金提出了更高的强度要求（如抗拉强度≥1300MPa） ，工程上利用最宽泛的Ti-6Al-4V合金难以满足这种需要 ，因而催生了一系列近β型钛合金的发展 ，但是这些合金密度大、加工领域幼、成本大、强度和塑性匹配比力难节造[7] ，不利于工程利用 ，然而 ，对于两相钛合金来说 ，更容易通过热处置来调节两相的比例 ，使合金在较高强度下能维持梦想的塑性 ，因而选取相宜的双相钛合金造作高强钛合金是一种较好的思路。此表 ，TC6合金相迸宗Ti-6Al-4V合金 ，β不变动元素含量更多 ，热加工性和淬透性较好[8] ，更相宜造作大规格尺寸的高强度紧固件。鉴于此 ，为了拓展该合金的使用以及相识影响力学机能的成分拥有沉要的工程意思。
为了使TC6合金可能成为高强钛合金 ，已经有部门文件发展了固溶和时效工艺对该合金显微组织和机能的钻研 ，但对其发展了一些钻研重要集中于分歧的热处置工艺方面 ，如通过通常退火、等温退火、双沉退火和固溶时效等工艺 ，得到等轴组织、双态组织和片状组织等分歧显微组织 ，对比其分歧组织拥有的力学机能 ，以此领导出产实际 ，然而不足对该合金在更宽泛的温度处置后显微组织演化和力学机能变动的意识。双相钛合金在分歧热处置过程中存在分歧的相变 ，例如扩散相变和马氏体相变等 ，极易产生多变的组织及机能[9,10]。因而 ，系统地分析该合金在宽泛的热处置温度处置后显微组织演变、各相之间相互转变情况及相应的机能 ，是全面相识该合金的基础。
为了丰硕对TC6合金的意识 ，深刻挖掘该资料潜在的机能 ，本工作系统钻研了分歧固溶和时效温度处置后显微组织的演变情况 ，沉点探求了热处置后各组成相的形成原因 ，分析和会商了固溶和时效后的分歧显微组织对机能的影响 ，同时 ，旨在获取较佳的固溶时效工艺 ，为TC6合金在高强状态下利用提供参考。
1、尝试
TC6合金铸锭选取3次真空自耗电弧熔炼 ，铸锭经过开坯、铸造、轧造、拉拔等工序造成直径为Φ16mm的棒材 ，合金的化学成分如表1所示 ，合金的[Al]当=7.11 ，[Mo]当=6.15 ，用金相法测得合金的相变点Tβ为(970±5)℃。图1为TC6合金拉拔态横截面的显微组织SEM照片 ，其为双态组织 ，暗灰色区域为初生α相 ，灰白色区域为β转变组织 ，β相中存在大量层片状的次生α相。
本尝试以拉拔态的TC6合金棒材为原始资料 ，首先 ，进行分歧温度的固溶处置 ，其工艺为：800、840、880、920、960和1000℃保温1.5h后水冷（WQ） ；其次 ，对于880/1.5h/WQ的样品 ，进行分歧温度的时效处置 ，其别离为：300、400、500、550、600和700℃保温4h后空冷（AC）。在D/Max-2400PC型X射线衍射仪上进行物相分析 ，选取Cu靶Kα射线 ，扫描角度领域20°~70° ；选取FEI InspectF50场发射扫描电子显微镜（SEM）和JEM2100F透射电子显微镜（TEM）进行显微组织观察 ，在SEM描摹照片上进行初生α相体积分数的统计 ，每种热处置状态至少选用3张照片 ；对分歧温度固溶和时效处置后的棒材加工成尺度光滑拉伸试样（M16×Φ10） ，选取SANS-CMT5205全能试验机检测室温拉伸机能 ，拉伸试验选取恒定拉伸速度为1mm/min。
2、了局与会商
2.1TC6合金相组成和显微组织随固溶温度的演变
图2为TC6合金经过分歧温度固溶处置后的XRD图谱。如图所示 ，在800~880℃固溶温度领域内 ，合金由α相和β相组成 ；当温度升高到920~960℃后 ，图谱上有显著的斜方马氏体α″相衍射峰 ，此时合金由α相 ，β相和α″相组成 ；当温度超过相变点后（1000℃） ，β相和α″相峰隐没 ，合金由六方马氏体α'相组成。
图3为TC6合金经过分歧温度固溶处置后的显微组织？杉 ，在800~880℃固溶处置后 ，合金由等轴的初生α相和亚稳β相组成 ，随着温度的升高 ，两相尺寸变大 ；当固溶温度920~960℃时 ，β相里面有显著细针状马氏体α'相析出 ；当固溶温度为1000℃时 ，合金演变为典型粗壮针状马氏体α'相。图4为初生α相的含量随固溶温度的变动趋向。从图中可知 ，初生α相随固溶温度升高先缓慢降低 ，当固溶温度超过920℃后急剧降低。
首先 ，在较低温度固溶时（800~880℃） ，由于原始棒材在两相区经过塑性加工 ，使合金的晶粒产生显著形变及晶格畸变 ，极大地提高了缺点密度和由能 ，所以在后续加热过程中 ，合金除产生α相到β相转变表 ，两相还会产生回复与再结晶来开释能量。因而 ，原始的β转变组织中片状次生α相溶化 ，两相随着温度升高逐步等轴化并且长大 ，如图3a~3c ，必要指出的是 ，初生α相含量随固溶温度升高而降低 ，从65.8%降低到54.7% ，然而此阶段由于加热温度较低 ，初生α相削减量较幼 ，β基体中β不变动元素含量较高 ，所以β基体不变性相对较高 ，随后经过水冷后 ，保留了高温状态 ，即初生α相和亚稳β相 ；其次 ，固溶温度升高到920℃ ，高温β相进一步增长 ，此时初生α相含量削减到35.8% ，此时β基体的不变性显著变弱 ，易于在随后急剧冷却中产生切变的相变 ，能够观察到大量的细针状马氏体α'相在过冷β相中析出 ，如图3d所示 ；当固溶温度升高到960℃（如图3e） ，显微组织中统计的初生α相含量仅为3.8% ，此时α'相大量弥散散布在过冷β相里面 ；最后 ，当固溶温度超过相变点 ，如图3f所示 ，此时初生α相隐没 ，粗壮的高温β相极度不不变 ，随后水冷过程中全数转变为粗壮的α'相。
2.2固溶温度对TC6合金拉伸机能的影响
图5为TC6合金经过分歧固溶温度处置后的工程应力-应变曲线及拉伸机能 ，在800~840℃固溶处置后 ，总体上合金的强度和塑性随着温度升高稍微增长 ，从显微组织和相组成上可知 ，合金产生了回复和再结晶 ，固然晶粒尺寸随着温度升高长大 ，但显微组织和元素分配更均匀 ，因而综合机能有所提高 ；固溶温度升高到880℃ ，如工程应力-应变曲线所示（图5a） ，此时拉伸曲线上存在双屈服景象 ，由于屈服强度取第1个屈服点 ，因而屈服强度显著降低 ，随固溶温度升高 ，亚稳β相含量增长。因而 ，β基体中的β不变动元素含量降低 ，β相不变性变差 ，从拉伸前后TEM描摹和拔取电子衍射了局看（图6） ，拉伸后β相中有大量的斜方马氏体α″相存在。由此可知 ，在拉伸变形的初期 ，部门亚稳β相应力诱变为α″相[11-13] ，马氏体相变为主导的塑性变形 ，产生第1个较低的屈服点 ，随着α″相含量的增长 ，马氏体相变所需应力超过α和β相的屈服应力 ，位错滑移为主导的塑性变形 ，产生第2个屈服点 ；当920℃固溶处置后 ，同样产生双屈服景象 ，此时β相不变性变得更差 ，亚稳β相更容易应力诱变α″相 ，同时由于β相中自身存在大量的弥散细针状α″相 ，导致第1个屈服点更低 ，另表 ，大量的α″相引起显著的弥散强化 ，合金的抗拉强度显著提高 ，此时组织中保留了肯定量的初生α相（图3d） ，等轴初生α相能够改善合金的塑性[14,15] ，故塑性降低不显著 ；随温度持续升高到960℃（靠近β转变点） ，α″相弥散强化成效持续增长 ，但初生α相根基隐没 ，因而塑性显著降低 ，拉伸试样产生脆断 ；当合金在超过相变点温度处置后（1000℃） ，原始粗壮的β相及水冷形成的粗壮针状α'相导致合金抗拉强度降落 ，拉伸为脆性断裂。
2.3TC6合金相组成和显微组织随时效温度的演变
图7为固溶态（880/1.5h/WQ℃）TC6合金经过分歧温度时效处置后的XRD图谱。如图所示 ，所有时效的试样均是由α相和β相两相组成。
图8为固溶态（880/1.5h/WQ℃）TC6合金经过分歧温度时效处置后的显微组织。经880/1.5h/WQ℃处置的样品中无马氏体相析出 ，合金由α相和β相组成 ，两相各占50%左右（图3c）。随后的时效过程重要是亚稳β相转变为α相的过程 ，经300~500℃时效处置后 ，如图8a ，8b和8c所示 ，α相和β相的描摹、大幼变动不显著 ，统计的初生α相含量根基维持在50%左右 ，在较低温度时效过程中 ，合金元素扩散不显著 ，初生α相不变 ，但是由图8f能够看出 ，该合金在300℃时效处置后 ，重要是β基体内部产生转变 ，β基体TEM描摹及拔取电子衍射花腔显示有次生α相及ω相 ，必要指出的是 ，ω相在XRD谱上没有显著的特点峰 ，并且随着温度的升高 ，不不变的ω相会转化为α相[16] ；其时效温度达到600℃ ，固溶处置后的亚稳β相分化成不变α相和β相 ，随着时效温度升高 ，元素扩散加剧 ，除了大量次生α相弥散散布在β基体中 ，能够观察到初生α相的集聚长大 ；700℃时效处置后 ，初生α相进一步荟萃长大且含量增长 ，次生α粗逐步粗化 ，呈层片状在散布在β基体上。
2.4时效温度对TC6合金拉伸机能的影响
图9为固溶态（880/1.5h/WQ℃）TC6合金经过分歧时效温度处置后的拉伸机能。首先经300/5℃h/AC时效的样品 ，与原始固溶态相比 ，合金强杜仔了显著提升但塑性降低 ，此时固然时效温度较低 ，且从SEM上观察该合金保留了固溶态的描摹 ，α和β相的体积分数变动不显著 ，但是从TEM上分析可知 ，β基体中已经起头析出次生α相和ω相 ，这些弥散的次生α相和ω相导致合金强度升高塑性降低 ，尤其是ω相析出使合金塑性显著降落 ；其时效温度为400℃时 ，合金元素进一步扩散 ，析出更多弥散的次生α相和ω相 ，合金的抗拉强度持续升高塑性降落 ；其时效温度升高到500℃ ，强度维持在较高值 ，合金的塑性得到提升（延长率7.9% ，断面收缩率30.3%） ，但塑性依然不成能满足工程必要 ；其时效温度为550℃时 ，合金强度降落到1305MPa ，但塑性提升显著（延长率12.2% ，断面收缩率42.9%） ，此时合金满足了高强钛合金的指标 ，有较佳的强塑性匹配 ；其时效温度升到600℃ ，由于初生α相集聚长大且次生α相粗化 ，弥散强化成效显著减弱 ，合金强度降落塑性进一步提升 ；当700℃时效后 ，β转变组织显著削减且其中的次生α相呈丛飕状 ，导致合金强度降落塑性提高。
3、结论
1)在800~840℃固溶处置后 ，TC6合金由α相和β相组成 ，原始双态组织演变为等轴组织 ，两相随着温度升高而荟萃长大 ，合金强度和塑性随温度升高略有上升 ；880℃固溶后 ，依然为等轴组织 ，但亚稳β相含量增长 ，不变性变差 ，拉伸试样出现了双屈服景象 ，应力诱变的斜方马氏体α″相使合金屈服强度降低 ，抗拉强度提高塑性变动不大 ；920℃固溶处置后 ，β基体中自身存在α″相变 ，此时合金强度提升塑性略有降落 ；在靠近相变点温度960℃固溶后 ，初生α相根基隐没 ，合金根基由蕴含α″相的β转变组织组成 ，合金强度最大但塑性降落显著 ；超过相变点固溶后（1000℃） ，组织演变为粗针状六方马氏体α?相 ，强度降落 ，拉伸为脆性断裂。
2)对于880/1.5h/WQ℃固溶态样品经过分歧温度时效处置 ，重要是亚稳β相分化次生α相的过程 ，在300℃时效5h后 ，初生α相和亚稳β相的描摹、大幼和固溶态根基一致 ，但强杜纂固溶态相迸仔了显著提升且塑性降落 ，此时β基体中有弥散的次生α相和ω相析出 ；在400℃时效后 ，弥散强化成效加强 ，强度提高塑性降落 ；在500℃时效后 ，强度维持在较高值 ，由于温度升高 ，元素扩散显著 ，塑性得到改善 ；在550℃时效后 ，强杜仔所降落但合金的强度和塑性拥有较佳的匹配 ，此时满足了高强钛合金的机能指标 ；最后 ，在600~700℃时效后 ，次生α相在β基体中随时效温度升高呈片状长大 ，同时初生α相随温度升高集聚长大 ，导致合金强度持续降落塑性提升。
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