随着现代飞机和兵器设备对资料机能要求的不休提升， 传统钢材已经无法满足其使用要求
。 钛合金拥有高的比强度、良好的耐蚀性、优良的高温机能等一系列利益， 已被越来越多的利用于航空航天、兵器设备等领域[1－3] 
。

TB6钛合金(Ti-10V-2Fe-3Al)是一种典型的近β型钛合金[４，5] ， 拥有高强度、高断裂韧性、深淬透性和强抗应力侵蚀能力等特点， 在航空工业中得到宽泛利用
。 此表， 该合金还拥有相变点低、铸造温度低和流动应力低蹬着点， 相比其他商标的高强钛合金更容易铸造成形[６ －９] ， 更合适选取等温铸造
。 经铸造后的TB6钛合金在造成零件前， 必要凭据零件机能要求进行固溶和时效处置
。 现实出产中， 钛合 金锻件铸造实现后必要空冷至室温再进行固溶和时效， 而固溶温度和等温铸造的铸造温度相近， 因而，本钻研将等温铸造实现后的TB6钛合金直接进行水淬＋时效处置， 并与铸造实现后空冷至室温再进行固溶＋ 时效处置的锻件机能进行对比， 钻研等温铸造后热处置工艺对TB6钛合金组织与机能的影响，以期为后续热处置工艺改进提供参考
。

1、尝试

尝试资料取自北京航空资料钻研院钛合金钻研所熔炼的φ330mmTB6钛合金铸锭
。 该铸锭以海绵钛和中央合金为原料， 经过3次真空自耗熔炼而成，其β相变点为790℃， 化学成分见表１
。

选取3000Ｔ快锻机对铸锭进行开坯、改锻， 最后铸造成?320mm的棒材
。 在统一根棒材上截取2件尺寸为75mm×160mm×180mm的方形棒材(轴向为锻压方向)
。 图１ 为TB6钛合金方形棒材的原始组织
。 能够看出， 该棒材组织的β基体上均匀散布着等轴初生α相， 为等轴组织
。

将TB6钛合金棒材和模具加热至Ｔβ－30 ℃，在ＹＨ-１000 等温锻压机上以肯定速度进行等温模锻，2支棒材的锻压变形量均为50％
。 第1支棒材铸造实现后直接水淬， 在水中静置30min， 而后进行时效处置， 时效温度在510 ~560℃， 保温８ｈ后空冷，该锻件象征为１^＃
； 第2 支棒材铸造实现后空冷， 而后进行固溶和时效处置， 固溶温度为Ｔβ－30 ℃， 保温2h后水淬， 时效造杜纂１^＃ 锻件一样， 该锻件象征为2^＃
。 别离从水淬后的１^＃锻件和空冷后的2^＃锻件上截取金相试样， 选取Ｃａｍｓｃａｎ￣3１00 扫描电镜对显微组织进行观察对比
； 2支锻件时效后也别离截取金相试样， 分析热处置工艺对组织的影响
。 选取英斯特朗电子全能试验机别离对热处置后的１^＃和2^＃ 锻件横、纵向拉伸机能及平面应变断裂韧度进行测试
。

2、了局与分析

2.1 显微组织分析

方形棒材的等温铸造变形过程等同于棒材的单向压缩过程， 棒材变形过程中重要有3个变形区[１0] ，别离为变形死区、大变形区和自由变形区， 如图2所示
。 与上模、下模接触的部门为Ⅰ区， 该区域金属变形时与模具产生横向摩擦， 摩擦力故障金属的横向流动， 该区变形量幼， 属于变形死区， 其组织与原始组织差距不大
； 棒材的心部为Ⅱ区， 金属受压过程， 心部的金属流动受上模、下模约束， 所以金属横向向表扩大， 横截面面积增大， 资料变形量大， 有利于组织的演变， 该区属于大变形区
； 棒材的表缘部门为Ⅲ区， 表缘金属受到心部金属的向表挤压力， 横向向表扩大变形产生鼓肚， 变形量介于变形死区和大变形区之间， 该区属于自由变形区
。

为便于组织观察， 所有金相试样均取自自由变形区
。

图3 为TB6钛合金方棒锻后水淬及锻后空冷态的显微组织
。 从图3 可知， １^＃ 锻件锻后直接水淬，其组织中晶粒存在显著的天堑， β基体上没有形成感生α相
。 这重要是由于１^＃ 锻件在等温铸造过程产生大量的位错， 天生高的畸变能， 并且在变形过程中产活泼态再结晶， 使晶粒得到细化
。 固然位错有利于合金元素扩散， 但水淬急剧冷却以至合金元素来不及进行沉新散布， 所以β基体上没有感生α相析出
。

2^＃锻件锻后空冷， β基体上有感生α相形成， 晶粒没有显著的天堑
。 这重要是由于空冷冷却速度较慢，合金元素有足够的功夫进行扩散， 所以β基体上析出了感生α相
。

图４ 为１^＃ 和2^＃ 锻件时效后的显微组织
。 从图４可知， １^＃锻件经时效后β基体上析出混乱交错的次生α相， 2^＃锻件经时效后析出的次生α相拥有显著的方向性
。

2.2 力学机能分析

表2 为TB6钛合金棒经热处置后的横、纵向拉伸机能
。 由表2数据可知， 经分歧工艺热处置后的１^＃和2^＃锻件的拉伸机能差距不大， 都属于高强度级别， 其中纵向抗拉强度都为1200MPa级别， 横向抗拉强度都为1150MPa 级别， 塑性水平相当
。

资料的力学机能由显微组织决定
。 TB6钛合金方棒经分歧工艺热处置后得到的拉伸力学机能相当， 这重要是由于其组织中初生α相的含量和尺寸、次生α相的含量和尺寸根基一样
。

表3 为１^＃和2^＃锻件时效后的平面应变断裂韧度
。

由表3 可知， １^＃锻件的平面应变断裂韧度显著高于2^＃锻件， 这重要是由于热处置工艺分歧析出相的形 态和散布分歧所致
。 １^＃锻件锻后水淬过程有形变热处置的作用， 形变热处置可能细化微观组织，且水 淬时的急剧冷却可能提高过冷度， 增长形核的质点， 同时急剧冷却可抑造变形时产生的畸变能开释，为后续的时效相变提供驱动力， 为马氏体向条 状α相转变提供大量的结晶主题， 扭转α相的析出机造， 从而得到混乱交错的次生α相[１１] 
。 2^＃ 锻件锻后空冷， 冷却速度缓慢， 资料有足够的功夫对产生的畸变能进行开释， 因而β基体上析出短棒状的感生α相， 并在后续的时效过程析出次生α相
。 析出的感生α相和次生α相成长时都拥有择优取向，排布拥有肯定的方向性
。 平面应变断裂韧度值与析出相的描摹和排布方式有亲昵的关系， 析出相混乱交错， 可能故障裂纹的扩大， 资料断裂必要亏损更多的能量， 所以１^＃锻件的平面应变断裂韧度高于2^＃锻件
。

综上所述， TB6钛合金等温铸造后， 选取直接水淬＋ 时效的工艺造度代替空冷至室温再进行固溶＋时效的工艺造度， 不仅可能缩短热处置周期， 并且可能提高合金的断裂韧性
。

3、结论

(1)TB6钛合金等温锻后空冷， β基体上有感生α相天生
； 等温锻后水淬， β基体上无感生α相天生
。

(2) TB6钛合金等温锻后直接水淬＋ 时效析出的次生α相比锻后空冷至室温再进行固溶＋ 时效析出的次生α相越发混乱， 拥有更高的平面应变断裂韧度
。

(3)TB6钛合金等温锻后水淬＋ 时效， 其强度和塑性与等温锻后空冷再经固溶＋ 时效的水平相当
。

可用等温铸造后直接水淬＋ 时效的工艺造度代替空冷至室温再进行固溶＋ 时效的工艺造度
。

参考文件

[1] Ｂｏｙｅｒ Ｒ Ｒ. Ａｎ ｏｖｅｒｖｉｅｗ ｏｎ ｔｈｅ ｕｓｅ ｏｆ ｔｉｔａｎｉｕｍ ｉｎ ｔｈｅ ａｅｒｏ￣ｓｐａｃｅ ｉｎｄｕｓｔｒｙ[Ｊ]. Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，１９９６， 2１3(１－2): １03 －１１４.

[2] 侯日立， 张元华， 卢志敏. 飞机钛合金烧伤及检测步骤钻研[Ｊ]. 无损检测， 2003， 25(１１): 5７5 －5７８.

[3] 叶勇， 王金彦. 钛合金的利用近况及加工技术发展概况[Ｊ]. 资料导报， 20１2， 2６(Ｓ１): 3６0 －3６3.

[4] 中国航空资料手册编纂委员会. 中国航空资料手册: 第４ 卷钛合金、铜合金[Ｍ]. 2 版. 北京: 中国尺度出版社， 2002.

[5] 徐祖耀， 黄伯云. 中国资料工程大典[Ｍ]. 北京: 化学工业出版社， 2005.

[6] ＳＡＥ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ. Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙ， Ｆｏｒｇｉｎｇｓ １0Ｖ￣2Ｆｅ￣3Ａｌ，Ｃｏｎｓｕｍａｂｌｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ｍｅｌｔｅｄ， Ｓｉｎｇｌｅ￣Ｓｔｅｐ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ ＨｅａｔＴｒｅａｔｅｄ ａｎｄ Ｏｖｅｒａｇｅ １６0 ｋｓｉ(１１03MPa) Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ:ＡＭＳ４９８６Ｅ￣2015 [ Ｓ]. Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ: ＳＡＥ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，2015. 　

[7] 黄利军， 黄旭， 齐立春， 等. Ｔｉ￣１023 钛合金淬透深杜纂拉伸断口分析[Ｊ]. 罕见金属资料与工程， 200８， 3７(Ｓ3): 3８2 －3８5.

[8] 雷力明， 黄旭， 黄利军， 等. 铸态TB6钛合金热变形行为及本构关系[Ｊ]. 中国有色金属学报， 20１0， 20(Ｓ１):3７７ －3８0.

[9] 邱伟， 鲁世强， 欧阳德来， 等. 锻态TB6钛合金热变形行为及组织演变[Ｊ]. 塑性工程学报， 20１0， １７(3): 3８－４3.

[10] 叶文君， 脱祥明， 王世洪. β2１Ｓ 钛合金热压缩变形行为[Ｊ]. 罕见金属， 2002， 2６(１): 23 －2７.

[11] 王欢， 赵永庆， 辛社伟， 等. 高强韧钛合金热加工技术与显微组织[Ｊ]. 航空资料学报， 20１８， 3８ (４): 5６－６3.