王幸運， 黃文彬， 喬恩利， 雷文光， 岳 旭

(1. 新疆湘潤新材料科技有限公司， 新疆 哈密 839000；2. 空裝駐沈陽地區(qū)第四軍事代表室， 遼寧 沈陽 110023)

β21S鈦合金是一種新型亞穩(wěn)β鈦合金，該鈦合金中合金元素成分比例高達21%。該合金不僅具有優(yōu)異的成形性、深的淬透性、良好的抗腐蝕能力，還具有優(yōu)異的高溫抗氧化性能，可用于制作有溫度要求的飛機結(jié)構(gòu)件或發(fā)動機結(jié)構(gòu)件、蜂窩、緊固件和液壓管材等[1]。

近年來，隨著航空產(chǎn)業(yè)的迅速發(fā)展，β21S鈦合金的綜合性能優(yōu)勢逐漸顯現(xiàn)，經(jīng)過固溶時效處理后其強度可以達到1300 MPa以上，同時伸長率≥6%，剪切強度達到800 MPa以上，總體性能優(yōu)異。由于某產(chǎn)品應(yīng)用對該材料提出了更高的強度、塑性及剪切性能要求，但在進行常規(guī)固溶時效熱處理時，在降低時效溫度提高抗拉強度時，伸長率會降低，從而導(dǎo)致塑性指標下降，而隨時效溫度的升高，雖然塑性指標升高，但抗拉強度逐步降低至1200 MPa、1100 MPa[2-4]，強度無法達到使用要求。本文探索了一種雙重時效處理制度，通過兩次時效改變時效強化相的形態(tài)及分布，以確保β21S鈦合金在熱處理后強度不降低的同時保持較高的塑性。

1 試驗材料與方法

試驗用材料經(jīng)過3次真空自耗電弧熔煉，成品鑄錠經(jīng)扒皮取樣檢測，其化學(xué)成分見表1，檢測其(α+β)/β相變點為825～830 ℃。鑄錠經(jīng)過相變點以上200～250 ℃開坯鍛造，逐漸降至相變點以下，充分鐓粗拔長，最終在760 ℃軋制成規(guī)格為φ12 mm的棒材，軋制后經(jīng)過在線校直后進行熱處理試驗。

表1 β21S鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

由于β21S鈦合金屬于亞穩(wěn)態(tài)β鈦合金，在進行固溶處理時對溫度非常敏感，相變點以上固溶時晶粒極易長大[5-6]。因此本次試驗的溫度將分別設(shè)置在800 ℃ (低于相變點)、830 ℃(相變點)、845 ℃(高于相變點)，分別進行固溶處理(空冷)，再分別進行540和550 ℃高溫短時時效(空冷)，觀察分析時效析出相的形態(tài)，再進行510 ℃常規(guī)時效處理(空冷)，通過ICX41M光學(xué)顯微鏡對其顯微組織進行觀察，在GNT100電子拉伸試驗機上對其抗拉強度、剪切強度進行檢測。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 固溶處理后的顯微組織與力學(xué)性能

試樣分別在800、830和845 ℃進行0.5 h固溶后空冷的顯微組織見圖1。

圖1 不同溫度固溶后試樣的顯微組織Fig.1 Microstructure of the specimens after solid solution at different temperatures (a) 800 ℃; (b) 830 ℃; (c) 845 ℃

圖1(a)為相變點下800 ℃×0.5 h固溶試樣的顯微組織，由于低于(α+β)/β相轉(zhuǎn)變溫度，因此固溶處理后的組織呈現(xiàn)雙相組織，即呈現(xiàn)大量未固溶完的殘留α相和少量已固溶的β相，通過X-Ray和Tem分析發(fā)現(xiàn)，相變點以下固溶處理后組織中還存在一種ω相，ω相被認為是α→β轉(zhuǎn)變的中間過渡相，由于ω相是尺寸很小的彌散分布的小顆粒，所以在光學(xué)顯微鏡下觀察不到[7]。圖1(b) 是830 ℃×0.5 h固溶試樣的組織，由于固溶時間短，組織未完全固溶，此時已固溶的等軸β晶粒尺寸約30 μm。845 ℃固溶試樣的顯微組織呈現(xiàn)出單一的等軸β相組織，晶粒已經(jīng)明顯長大，平均晶粒尺寸約90 μm。

表2是試樣800 ℃和830 ℃固溶后的拉伸性能。800 ℃固溶時組織仍處于雙相狀態(tài)，已固溶結(jié)晶的β晶 粒尺寸非常較小，因此800 ℃固溶后在保持較高強度的同時還保持了較好的塑性[8]。830 ℃固溶后晶粒相對長大，基本為單一的β相+少量α相，因此綜合強度和伸長率都略微降低。

表2 不同溫度固溶(空冷)后試樣的力學(xué)性能

2.2 首次時效處理后的組織

對830 ℃固溶處理的試樣分別在540 ℃和550 ℃進行不同時間的初級時效，時效后的顯微組織見圖2。

圖2 初次時效后試樣的顯微組織Fig.2 Microstructure of the specimens after first aging (a) 540 ℃×10 min; (b) 540 ℃×20 min; (c) 550 ℃×5 min; (d) 550 ℃×10 min; (e) 550 ℃×20 min; (f) 550 ℃×30 min

從圖2(a)可以看出，540 ℃時效處理10 min時，β晶粒內(nèi)部首先析出了α相，晶界附近幾乎無析出，晶界清晰可見，極少部分晶粒內(nèi)部還未析出強化相，彌散度不夠。隨時效時間的延長，時效20 min時(見圖2(b))，所有晶粒內(nèi)部都析出了強化相，時效時間越長，強化相數(shù)量越多，此時晶界處仍無析出。

提高首次時效溫度至550 ℃時，由于溫度升高，經(jīng)過5 min時效后(見圖2(c))，β晶粒內(nèi)部首先開始產(chǎn)生析出相，由于時效溫度提高了10 ℃，從顯微組織觀察析出相尺寸明顯更大。550 ℃時效10 min時(見圖2(d))基本獲得了與540 ℃時效20 min相同的析出相總數(shù)量。時效時間至20 min(見圖2(e))，晶界處也開始析出強化相。由于晶界處的彌散強化能大幅度提高材料強度[5]，但同樣會導(dǎo)致伸長率降低，因此為了獲得較高的強韌性，選擇540 ℃×20 min和550 ℃×10 min首次時效制度，再進行二次時效，通過獲得兩種不同尺寸的α析出相，期望提高抗拉強度的同時保持塑性良好。

2.3 雙重時效處理的顯微組織與力學(xué)性能

將試樣830 ℃固溶處理后，分別進行540 ℃×20 min 和550 ℃×10 min時效，再進行510 ℃×8.5 h常規(guī)時效處理，對時效后試樣的顯微組織進行了觀察。本試驗還進行了常規(guī)固溶時效處理，每組試驗準備兩組平行試樣，與固溶雙重時效處理的力學(xué)性能進行對比。

2.3.1 雙重時效后的顯微組織

圖3(a)是經(jīng)830 ℃固溶后正常時效熱處理試樣的顯微組織，由于固溶處理未完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，還有少量未轉(zhuǎn)變的α相，時效溫度相對偏低，因此部分原始β晶界不連續(xù)，晶粒內(nèi)形核的時效α相小且彌散，晶界處析出數(shù)量少，部分晶界可見。圖3(b，c)分別是經(jīng)830 ℃固溶、540 ℃和550 ℃短時高溫時效后再進行二次時效后試樣的顯微組織，首次高溫時效后使得二次時效析出總量少，因此晶界處α相數(shù)量少，晶界仍清晰且完整，550 ℃首次時效后再時效的晶界保存相對更完整。

圖3 830 ℃固溶及不同工藝時效試樣的顯微組織Fig.3 Microstructure of the specimens solution treated at 830 ℃ and aged at different processes(a) 510 ℃×8.5 h; (b) 540 ℃×20 min+510 ℃×8.5 h; (c) 550 ℃×10 min+510 ℃×8.5 h

2.3.2 雙重時效后的力學(xué)性能

表3是經(jīng)過不同溫度固溶時效后試樣的力學(xué)性能。2、4、6組以及5、7組的力學(xué)性能對比結(jié)果表明，二次時效制度相同時，隨著固溶溫度的升高，抗拉強度升高，塑性下降，剪切強度變化不大。這是由于固溶處理促使原始雙相組織向單一的β組織轉(zhuǎn)變，固溶溫度越高，β相內(nèi)溶質(zhì)原子飽和度越高且分布更均勻，時效處理獲得的強化α相更多且更均勻，因此抗拉強度更高。由于首次高溫時效時主要在晶粒內(nèi)析出，二次時效溫度相對較低，晶界處析出α相的驅(qū)動力會相對高于晶粒內(nèi)，因此二次時效時將會更多地在晶界處析出。同時固溶溫度越高，二次時效時晶界處的析出α相越多，由于晶界處α相的強化，材料強度提高[6,9-11]，但晶界處較多的強化相會阻礙位錯通過晶界，伸長率相對下降。

3、4、5組對比結(jié)果表明，在相同的固溶溫度下，單重時效處理，即510 ℃×8.5 h時效處理與540 ℃×20 min +550 ℃×10 min時效處理后試樣獲得了幾乎相當?shù)目估瓘姸?，但雙重時效處理的材料伸長率提高2%以上，550 ℃時效10 min的伸長率更高。說明首次時效處理后析出相的形態(tài)、大小以及分布影響了材料的抗拉強度和塑性。6、7組的對比結(jié)果也表明，550 ℃ 時效10 min的抗拉強度和伸長率指標相對更佳，這是因為550 ℃短時時效后再進行二次時效，晶界處析出的α相總量相對更少，晶界處得到強化的同時，單個強化相處塞積的位錯更多，位錯更容易通過晶界，或在相鄰晶粒中產(chǎn)生新的位錯源，從而使材料進一步變形。試驗結(jié)果(見表3)表明，雙重時效處理制度對剪切強度的影響不大，與單重固溶時效強度相當。表3的對比結(jié)果說明，通過增加首次高溫短時時效，改變析出相形態(tài)及分布，再進行二次時效可以有效提高β21S鈦合金棒材的塑性。

表3 不同固溶時效處理后β21S鈦合金的力學(xué)性能

通過對首次短時高溫時效后的顯微組織觀察發(fā)現(xiàn)，β21S鈦合金時效時首先在晶粒內(nèi)部析出了強化相，隨時效時間的增加，最后才在晶界處析出強化相。因此可以推斷，β21S鈦合金時效后的抗拉強度和塑性與時效后晶界處的強化α相形態(tài)、數(shù)量和分布有明顯關(guān)系，而晶界處的析出相對材料時效后的塑性影響更大。晶粒內(nèi)的強化相形態(tài)雖然對強度也有很大影響，但材料塑性指標更多的是取決于晶界處的塑性變形能力。雙重時效處理對β21S鈦合金棒材的剪切性能影響不大。

通過試驗發(fā)現(xiàn)，在800 ℃固溶，并在520 ℃時效處理后試樣獲得了良好的綜合性能，伸長率達到15%，雙重時效處理的抗拉強度和伸長率變化不大，這與兩組固溶時效處理的顯微組織表現(xiàn)相同，即未固溶的初生α相、時效后彌散的強化α相以及由未完全固溶形成的不連續(xù)晶界，使得材料在保持較高抗拉強度的同時，不連續(xù)的晶界處也能保持較高的塑性變形能力。但相變點下固溶處理試樣的顯微組織由亞穩(wěn)β組織和未轉(zhuǎn)變的α相組成，無法進行晶粒度評級，因此當產(chǎn)品不要求晶粒度評級時推薦使用相變點下固溶時效的熱處理制度。

3 結(jié)論

1) β21S鈦合金時效處理時，晶粒內(nèi)部首先析出彌散的點狀α相，隨時效溫度升高，析出相越大，隨時效時間增加，析出相逐漸增加，并由晶內(nèi)向晶界處析出強化。

2) 通過雙重時效處理，β21S鈦合金獲得了較好的強度和塑性匹配。本文試驗條件下，830 ℃×0.5 h(空冷)+550 ℃×10 min(空冷)+510 ℃×8.5 h(空冷)雙重時效處理后鈦合金力學(xué)性能最佳，與單次固溶時效相比，抗拉強度未降低，伸長率提高2%以上。

3) 相變點下固溶時效處理，β21S鈦合金的伸長率達到15%，但相變點下固溶無法得到單一的等軸β組織，無法進行晶粒度評級，因此當產(chǎn)品不要求晶粒度評級時，推薦使用800 ℃×0.5 h固溶+520 ℃×8.5 h時效的熱處理制度。