戚運蓮 辛社偉 杜宇 曾立英 劉偉 孫花梅 譚偉力 謝翀博 孫寶紅

摘要：通過室溫拉伸測試和顯微組織觀察，研究了擠壓溫度和熱處理工藝對Ti-1300鈦合金擠壓管材顯微組織和力學性能的影響，討論了熱加工工藝、顯微組織和力學性能之間的關系。結果表明：Ti-1300鈦合金在兩相區(qū)擠壓后的橫向組織均勻細小，縱向組織沿擠壓加工流線破碎均勻;其拉伸強度高達1445MPa。管材在相變點以上的高溫固溶組織主要由等軸B相晶粒組成，具有較好的塑性。合金兩相區(qū)擠壓后具有較好的強度和塑性的匹配，兩相區(qū)擠壓的塑性明顯優(yōu)于β單相區(qū)擠壓，尤其面縮。試樣經(jīng)過固溶時效處理后顯微組織明顯細化，強度大幅度提高，可達1300MPa以上。

關鍵詞：Ti-1300鈦合金;擠壓溫度;擠壓管材;熱處理;組織性能

中圖分類號：TG 146.23文獻標志碼：A

近β鈦合金是一種重要的結構材料，具有較高的比強度和較低的彈性模量，兼具高韌性、高疲勞極限和優(yōu)良的冷熱加工性能，被廣泛應用于航空航天、航海和生物醫(yī)療等領域。目前，常見的β鈦合金有Ti-5553，Ti-1023和Ti-15-3等，Ti-5553合金現(xiàn)已應用在波音787和A380空客飛機的機身起落架組件、機翼結構等多種承力部件上，代替原有的Ti-1023鈦合金。

Ti-1300鈦合金是一種近β鈦合金，其β穩(wěn)定系數(shù)為1.25，鉬當量為13.5，具有淬透性好，強化效應顯著，以及強韌性匹配良好等特性，其綜合性能優(yōu)于Ti-5553和Ti-1023鈦合金，經(jīng)強韌化處理后其強度可達到1350MPa以上。目前，對該合金的報道主要集中在軋制棒材的研究，如對棒材熱變形和熱處理后的相結構、組織性能等方面的研究。侯紅苗對擠壓態(tài)Ti-1300鈦合金管材高溫變形行為及本構模型進行了研究。目前，對Ti-1300鈦合金管材加工參數(shù)及組織性能方面的研究報道較少。為了了解Ti-1300鈦合金的熱加工工藝與合金的組織、性能之間的關系，本文主要研究擠壓溫度和熱處理工藝對該合金熱擠壓管材的顯微組織與力學性能的影響，從而確定熱加工工藝參數(shù)與顯微組織之間的關系，獲得Ti-1300鈦合金合理的熱擠壓工藝和熱處理制度。

1試驗材料和方法

采用真空自耗電弧爐將Ti-1300鈦合金熔煉3次，制備成直徑為460mm的鑄錠，經(jīng)B相區(qū)開坯，沿軸向拔長至方坯。Ti-1300鈦合金方坯在α+β相區(qū)進行三鐓三拔后，在兩相區(qū)拔長，滾圓，鍛造成直徑為105mm的合金棒材。管材采用鉆孔擠壓工藝制備而成，擠壓溫度為820和920℃，在2500t臥式擠壓機上，制備出的管材外徑x內(nèi)徑為45mmx9mm，并對內(nèi)外表面缺陷進行修理。從擠壓管材上截取試樣進行力學性能測試和顯微組織分析。對擠壓管材試樣在單相區(qū)和兩相區(qū)分別固溶，繼而進行不同溫度的時效處理，然后進行室溫拉伸試驗和金相組織觀察。金相組織觀察樣品的腐蝕劑為10%HF+30%NO₃+60%H₂O（體積分數(shù)）。拉伸試驗在INSTRON1185萬能拉伸機上進行。金相分析在OLYMPUS PMG3金相顯微鏡上進行。采用金相分析法測得Ti-1300鈦合金的β相變點在（840±5）℃。

2 試驗結果與討論

2.1不同擠壓溫度下管材顯微組織

圖1為Ti-1300鈦合金分別在820和920℃擠壓溫度下的擠壓管材縱、橫截面的宏觀組織形貌圖。從圖1中可以看出，管材在820℃擠壓的橫截面組織（圖1a）較920℃擠壓時的（圖1c）均勻細小。920℃擠壓時，其橫截面組織較均勻，但晶粒較粗大。縱截面組織形貌表明：在820℃擠壓，加工流線明顯破碎（圖1b），在920℃擠壓，可以看到明顯的均勻拉長的加工流線，擠壓流線沒有被破碎（圖1d）。

圖2為Ti-1300鈦合金在820和920℃擠壓后管材的顯微組織圖。從圖2中可以看出，在920℃擠壓的顯微組織（圖2b）明顯比820℃的顯微組織粗大（圖2a）。相變點以上擠壓的壓力小，有利于擠壓進行，但是高溫使得管材的組織長大。

2.2 不同擠壓溫度下管材的力學性能

表1為Ti-1300鈦合金在820和920℃擠壓后管材的力學性能。由表1可以看出，Ti-1300鈦合金在820℃擠壓，抗拉強度可以達到1300MPa，伸長率約為5%，斷面收縮率約為14%。在920℃擠壓，抗拉強度可以達到1443MPa，但是920℃擠壓管材出現(xiàn)了脆斷現(xiàn)象。未經(jīng)過熱處理的Ti-1300鈦合金擠壓管材具有較高的強度和較低的塑性，主要是與其粗大的顯微組織有關。

2.3 不同固溶溫度下管材力學性能

表2和表3分別為Ti-1300鈦合金在820和920℃擠壓管材經(jīng)過780，800和870℃固溶處理0.5h空冷（air cooling，AR）后的力學性能。與表1結果進行對比可以看出，管材經(jīng)過固溶處理后，抗拉強度降低20%-30%，伸長率提高12%-22%，斷面收縮率提高20%-50%。表2和表3的數(shù)據(jù)表明，隨著固溶溫度的升高，Ti-1300鈦合金擠壓管材強度降低，塑性提高，尤其在870℃的高溫固溶，兩種擠壓溫度下的力學性能相當，均具有較好的塑性。這有利于后續(xù)的冷加工軋制。

綜上所述，經(jīng)過固溶處理后，管材強度降低，塑性提高，由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄詳嗔?。固溶處理明顯改變了Ti-1300鈦合金擠壓管材的力學性能。

2.4 不同固溶溫度下管材顯微組織

圖3為Ti-1300鈦合金擠壓管材在不同溫度固溶處理后的顯微組織形貌圖。從圖3（a）和（b）中可以看出，780℃固溶處理后的顯微組織主要由大量的球狀或拉長的α相以及殘留的亞穩(wěn)定β相組成。固溶溫度升高到870℃（圖3c和3d），α相逐漸溶解于亞穩(wěn)定的β相中，當固溶溫度高于合金的相轉(zhuǎn)變溫度時，β單相區(qū)固溶的合金組織主要由等軸的β相晶粒組成，晶粒內(nèi)部無析出相，晶界明顯。

2.5 不同固溶時效下管材力學性能

表4為Ti-1300鈦合金擠壓管材經(jīng)過固溶時效處理后的力學性能結果。由表4可知，在780℃/1h/AC+570℃/4h/AC熱處理制度下，Ti-1300擠壓管材具有較高的抗拉強度，可高達1400MPa;當固溶溫度降低20℃，時效溫度升高20℃，即在760℃/1h/AC+590℃/4h/AC進行熱處理，管材具有較好的塑性。在相同的固溶時效制度下，820℃擠壓管材的強度塑性綜合力學性能優(yōu)于920℃擠壓。Ti-1300鈦合金擠壓管材經(jīng)過760℃/1h/AC+590℃/4h/AC熱處理，抗拉強度約為1300MPa，伸長率約為15%，斷面收縮率大于40%。

圖4為Ti-1300鈦合金在不同擠壓溫度下，經(jīng)過固溶時效處理（760℃/1h/AC+590℃/4h/AC）后的顯微組織圖。由圖4（a）可以看出，在820℃擠壓經(jīng)過固溶時效空冷處理后，Ti-1300鈦合金中的α相的形貌和含量都發(fā)生了變化，初生α相（α_p）主要以板條形狀或片層狀存在，次生α相（α_s）以細針狀分布在β基體上，所以，經(jīng)過固溶時效后合金的顯微組織主要是由板條或片層α_p相、次生針狀α_s相和基體β相組成。這是因為α相的析出過程是一個形核和長大的過程，形核的位置、形核數(shù)量、長大速率與合金的成分及冷卻條件有關。在空冷過程中冷卻速度較慢，產(chǎn)生的過冷度較小，晶核首先在晶界形成，并在晶界區(qū)長大成網(wǎng)狀晶界α，同時由晶界α向晶內(nèi)生長，形成位相相同，并相互平行排列的長條狀組織，稱為平行的α組織（圖4a）;而在相變點以上920℃擠壓，固溶時效空冷處理后組織中α_p板條厚度和長度都比相變點以下820℃擠壓要大很多，板條α長大成片層α（圖4b）。

2.6 擠壓管材斷口形貌分析

圖5為Ti-1300鈦合金在不同擠壓溫度下，經(jīng)過760℃/1h/AC+590℃/4h/AC工藝固溶時效處理后，管材室溫拉伸試樣斷口的宏觀和微觀形貌圖。從宏觀斷口中可知（圖5a和5b），兩種擠壓溫度下的拉伸試樣斷口斷面凹凸不平，有明顯的頸縮現(xiàn)象，屬于典型的韌性斷裂。拉伸裂紋起源于試樣中間部位并向外圍擴展，外圍相對比較平整。從微觀斷口形貌圖中可知，820℃擠壓的管材拉伸斷口（圖5c）具有較明顯的韌性斷裂特征，斷口韌窩較深較大而且韌窩均勻，合金具有較好的塑性。920℃擠壓的管材拉伸斷口表面較平坦，韌窩小而且較淺，具有混合型斷裂特征（圖5d）。

3結論

（1）Ti-1300鈦合金在單相區(qū)擠壓的壓力小有利于擠壓進行，但是高溫熱促使管材的組織長大。合金在兩相區(qū)擠壓管材的綜合力學性能優(yōu)于單相區(qū)擠壓。擠壓管材抗拉強度約為1300MPa，塑性約為15%，斷面收縮率大于40%。

（2）固溶處理對于i-1300鈦合金擠壓管材有較大影響，由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄詳嗔?。在相變點以上的高溫固溶處理，使管材具有較好的塑性并有利于后續(xù)冷加工。