航空航天飛行器用高強(qiáng)韌TB8鈦合金棒材的熱處理制度

TB8鈦合金以其高比強(qiáng)度、優(yōu)異的冷加工性、高抗氧化性和良好的抗腐蝕能力，在航空航天飛行器超高強(qiáng)度緊固件、彈性組件及結(jié)構(gòu)件中被廣泛應(yīng)用［1-2］。

通過固溶時(shí)效熱處理工藝對(duì)其組織進(jìn)行調(diào)控可以顯著影響TB8鈦合金的力學(xué)性能。近年來，學(xué)者對(duì)緊固件用TB8鈦合金做了大量研究，張利軍等［3］研究了1300MPa級(jí)、伸長(zhǎng)率為5%的超高強(qiáng)度TB8鈦合金熱處理工藝;馬權(quán)等［4］提出雙態(tài)區(qū)固溶+時(shí)效后可以使TB8鈦合金保持較好的塑形，此時(shí)時(shí)效強(qiáng)度為1150MPa。隨著我國(guó)航空航天事業(yè)的迅速發(fā)展，對(duì)緊固件用TB8鈦合金材料的性能指標(biāo)提出了更高的要求。研究表明，TB8鈦合金在獲得高強(qiáng)度的同時(shí)其塑性也受到了限制，塑性增加后又無法滿足超高強(qiáng)度的性能要求，因此，研究綜合性能優(yōu)異的高強(qiáng)韌緊固件用TB8鈦合金具有重要意義。

本文研究了不同固溶時(shí)效熱處理制度對(duì)TB8鈦合金棒材組織及性能的影響規(guī)律，提出了高強(qiáng)韌TB8鈦合金棒材的固溶時(shí)效熱處理制度，為TB8鈦合金棒材工程應(yīng)用熱處理工藝的選擇提供參考。

1、試驗(yàn)材料及方法

1.1試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料選用經(jīng)過3次真空自耗電弧爐熔煉而成的TB8鈦合金鑄錠，化學(xué)成分如表1所示。鑄錠經(jīng)鍛造+軋制工藝制備出規(guī)格為φ15mm的鈦合金棒材，熱加工態(tài)顯微組織如圖1所示，主要為α+β兩相區(qū)變形組織。

1.2試驗(yàn)方法

對(duì)TB8鈦合金棒材進(jìn)行固溶處理，固溶溫度800、850、890℃，保溫時(shí)間10、30、60和120min，水冷(WQ);在最優(yōu)固溶工藝的基礎(chǔ)上對(duì)其進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度520℃，保溫時(shí)間4、6、8、10、12h，空冷(AC)。分析固溶溫度及保溫時(shí)間對(duì)TB8棒材組織及性能的影響規(guī)律，分析時(shí)效熱處理中不同保溫時(shí)間TB8棒材的組織及性能變化。熱處理前后TB8鈦合金棒材的顯微組織采用OlympusPMG-3型顯微鏡進(jìn)行觀察，采用INSTＲON電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)其室溫拉伸性能進(jìn)行測(cè)試。

2、試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1固溶溫度對(duì)TB8鈦合金棒材組織性能的影響

TB8鈦合金棒材在800、850、890℃，分別保溫60min后，顯微組織如圖2所示。可以看出，TB8鈦合金在800℃固溶處理時(shí)，顯微組織為α+β的兩相組織，即在β晶粒的基體上分布著大量未轉(zhuǎn)變的初生α相(α_p)顆粒，β晶粒呈長(zhǎng)條狀。隨著固溶溫度的升高，α_p相含量逐漸減少，同時(shí)伴隨β晶粒長(zhǎng)大，當(dāng)固溶溫度為850℃時(shí)，顯微組織主要為等軸β晶粒，晶界處仍存在少量的α_p相。當(dāng)固溶溫度達(dá)到890℃時(shí)，α_p相消失，顯微組織為完全固溶后的單相等軸β晶粒，β晶粒表面有浮凸形貌和少量黑色點(diǎn)狀物，這主要與材料在熱處理后快冷過程中發(fā)生馬氏體相變有關(guān)［5］。

表2為TB8鈦合金棒材經(jīng)不同溫度固溶處理后的力學(xué)性能。可以看出，隨著固溶溫度的升高，材料的抗拉強(qiáng)度逐漸降低，但塑性升高。這是由于β鈦合金在固溶處理過程中，隨著固溶理溫度的升高，α_p相逐漸轉(zhuǎn)為高溫等軸β相，在后續(xù)冷卻過程中，高溫β相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)椴环€(wěn)定的室溫亞穩(wěn)β相，這種亞穩(wěn)β相可以使材料表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性和較低的強(qiáng)度，因此，β鈦合金更有利于冷加工成形［6］。高溫β相含量越高，冷卻后轉(zhuǎn)變成的亞穩(wěn)β相含量也隨之增加，同時(shí)伴隨著材料的塑性提高、強(qiáng)度降低。

2.2固溶時(shí)間對(duì)TB8鈦合金棒材組織性能的影響

對(duì)TB8鈦合金棒材在890℃進(jìn)行固溶處理，分別保溫10、30、60、120min，其顯微組織如圖3所示。可以看出，在890℃固溶處理后，合金顯微組織均為單相等軸β晶粒，隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，β晶粒尺寸逐漸長(zhǎng)大，不同固溶時(shí)間下的平均晶粒尺寸分別為42、60、85、130μm。

表3為不同固溶時(shí)間下TB8鈦合金棒材的力學(xué)性能。不同保溫時(shí)間下棒材的塑性變化不大，但隨著固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，棒材的抗拉強(qiáng)度降低，這主要與晶粒尺寸有關(guān)。Hall-Petch關(guān)系式已明確表明，在常規(guī)晶粒尺寸的材料中，晶粒尺寸越細(xì)小，材料的強(qiáng)度和塑性就越高［2］。綜合選擇890℃、保溫30min為TB8鈦合金棒材的固溶處理工藝，此時(shí)材料的強(qiáng)塑性匹配最佳。

2.3時(shí)效處理對(duì)TB8鈦合金棒材組織及性能的影響

時(shí)效主要是在一定溫度和時(shí)間范圍內(nèi)使固溶產(chǎn)生的亞穩(wěn)相發(fā)生脫溶分解，析出第二相，最終得到更加穩(wěn)定的兩相組織［7-8］。時(shí)效溫度對(duì)TB8鈦合金性能的影響顯著，低溫時(shí)效會(huì)影響次生α相(α_s)的析出，使其彌散度不均，導(dǎo)致材料塑性下降，高溫時(shí)效又會(huì)使α_s相迅速長(zhǎng)大，影響材料的強(qiáng)度［9］。合理的固溶時(shí)效工藝可以使TB8鈦合金獲得良好的強(qiáng)塑性匹配。890℃×30min固溶處理后的TB8鈦合金棒材，經(jīng)時(shí)效溫度520℃，保溫時(shí)間4、6、8、10、12h處理后的組織形貌如圖4所示。可見，固溶時(shí)效處理后，棒材顯微組織中析出大量細(xì)小片層次生α_s相。當(dāng)保溫時(shí)間為4h時(shí)，在β晶粒的晶內(nèi)及晶界析出了大量α_s相，但晶內(nèi)仍有部分未沉淀區(qū);當(dāng)保溫時(shí)間為6h時(shí)，僅有少量β晶粒內(nèi)存在未沉淀區(qū)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，α_s相析出逐漸均勻彌散。

時(shí)效處理時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，TB8鈦合金棒材的力學(xué)性能見圖5。可以看出，時(shí)效處理后TB8鈦合金棒材強(qiáng)度顯著提高，同時(shí)塑性降低。根據(jù)文獻(xiàn)［10］，這是因?yàn)棣?sub>s相是亞穩(wěn)β鈦合金的主要強(qiáng)化機(jī)制，α_s相的形態(tài)主要呈片層狀，β型鈦合金時(shí)效后的組織中析出大量交錯(cuò)排列的α_s條，條間界面能夠阻礙滑移的進(jìn)行，使變形更加困難，α_s相含量越多，晶粒越細(xì)小，材料的強(qiáng)度越高，因此，β型鈦合金時(shí)效后強(qiáng)度變高。結(jié)合顯微組織可以看出，時(shí)效保溫4h時(shí)，α_s相未完全析出，因此，強(qiáng)度最低，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，α_s相含量逐漸增加，并在β晶界及晶內(nèi)均勻彌散析出，棒材的抗拉強(qiáng)度逐漸升高并最終趨于穩(wěn)定。

同時(shí)，α_s相含量及其沉淀析出的均勻性對(duì)TB8鈦合金的塑形影響顯著，α_s相越細(xì)小，分布越均勻彌散，在提高材料強(qiáng)度的同時(shí)還會(huì)有較好的塑性［11］。隨著時(shí)效保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，α_s相晶粒長(zhǎng)大，材料的塑形呈逐漸降低趨勢(shì)。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為8h時(shí)，棒材的時(shí)效強(qiáng)度達(dá)1286MPa，并保留較好的塑形。推薦TB8鈦合金最佳的固溶時(shí)效處理制度為:890℃×30min，WQ+520℃×8h，AC。

3、結(jié)論

1)TB8鈦合金棒材在890℃固溶處理時(shí)，可以獲得單一等軸β組織，隨著固溶保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，β晶粒逐漸長(zhǎng)大，強(qiáng)度逐漸降低。經(jīng)890℃×30min，水冷固溶處理后，具有最佳的強(qiáng)塑性匹配。

2)TB8鈦合金棒材時(shí)效熱處理后，顯微組織中析出大量細(xì)小片層交錯(cuò)的次生α相，使棒材的強(qiáng)度顯著增高，塑性降低。在520℃下保溫8h時(shí)效處理后，棒材抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1286MPa，并保留較好的塑形。推薦TB8鈦合金棒材的固溶時(shí)效熱處理制度為:890℃×30min，WQ+520℃×8h，AC。

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