1前言
钛合金由于低密度、高比强度及良好的耐蚀性使其在航空航天、船舶和兵器等领域获得了广泛应用[1]。高强度及超高强度钛合金由于其优良的特性在高性能飞行器结构材料中更占有重要地位。高强度钛合金[2]是指室温拉伸强度为1100～1400MPa之间的钛合金，主要用来代替飞机结构中常用的高强结构钢，可减轻结构重量的40%，典型的有美国的Ti1023(Ti-10V-2Fe-3Al)，该合金与飞机结构件中常用的30CrMnSiA高强度结构钢性能相当，具有优异的锻造性能[3-5];Ti-15-3(Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn)，该合金冷加工性能比工业纯钛还好，时效后的室温抗拉强度可达1000MPa以上;前苏联的BT22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)合金其拉伸强度大于等于1105Mpa，已成功用作机身、机翼、起落架和其它高承载部件[6];国内方面，主要有北京有色金属研究院研制出的TB2(Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al)，宝鸡有色金属研究所研制的TB3(Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al)和上海钢铁研究所研制的TB4(Ti-4Al-7Mo-10V-2Fe-1Zr)[5]以及九五期间仿制美国β-21S的TB8(Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.25Si)等合金。超高强度钛合金[2]是指室温拉伸强度超过1400MPa的钛合金，用以代替超高强度钢制造飞机起落架的主承力构件，可减轻结构重量30%，目前这类合金还处在研制发展阶段，达到这种强度级别的钛合金如Ti-8V-5Fe-1Al亚稳定β钛合金，采用快速凝固粉末冶金工艺生产的Ti-8V-5Fe-1Al合金，其室温抗拉强度为1480MPa，伸长率为8%。
随着现代航空飞行器对承力构件性能的要求越来越高，提高结构钛合金性能已成为研究热点，近年来，国内外致力于开发1400Mpa级以上的超高强β钛合金[7]。本文所研究的一种Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb系合金是宝钛集团有限公司自主研发的超高强度钛合金，其Kβ稳定系数约1.33，钼当量约14.2，属于近β型钛合金，棒材经固溶时效处理后的性能可达较高水平。
2试验方法
试验在宝钛集团有限公司生产线上完成，经真空自耗电弧炉3次熔炼后得到合金铸锭，对铸锭进行化学成分分析并测试相变点。塑性加工分别在3150t水压机进行开坯锻造，再到SXP精锻机上进行精锻，最后经横列式轧机出Φ12.5mm×L热轧棒材，并进行固溶时效处理。同时，试验通过金相、力学、SEM、XRD、差热分析等手段对合金不同加工状态的组织性能进行分析测试。
3实验结果与分析
3.1铸态组织与性能
合金采用真空自耗三次熔炼后，合金的成分整体分布均匀，杂质含量低于标准要求。图1为该合金用差热分析法测定的DSC曲线及其一阶倒数曲线，从一阶倒数曲线可以比DSC曲线更明显看到三个吸热峰，前两个吸热峰与合金的ω相转变有关，第三个吸热峰是相变峰值，该合金DSC一次倒数的峰值为783.5℃，表明相变温度在783.5℃左右。
图1 合金测定的DSC曲线和其一阶导数
试验对合金铸锭的光学显微组织、扫描组织、X射线衍射图谱及合金硬度进行了分析测试，主要结果如下。图2(a)为合金铸态的光学显微组织，可以看出，合金由粗大的铸态组织构成，平均晶粒尺寸约1000-2000μm，合金晶界粗黑，晶内也分布着散乱的黑色相。为进一步分析合金的相分布，对合金进行了XRD分析(图3)及扫描分析，通过分析发现，合金含有相和β相的特征峰，光学组织中表现的粗晶界，在扫描组织中可以看出为β晶界的马氏体相，形成马氏体相的原因是合金低的Cr和Fe元素含量，β相主要转变为斜方晶格马氏体。从图2(b)中可以看出，α相在β晶内和晶界都有析出，其中，a相在晶内呈较为弥散的点状析出，而在晶界则呈现为线状。进一步SEM高倍观察(图2 c、d)表明，这些晶内呈点状析出的a相实际上是由非常细小的、互成60”夹角的“短针”组成，在较大的β晶粒内弥散分布;而晶界处a相则多呈彼此平行的针状分布，并向β晶内方向生长。
由于含有一定量的斜方马氏体相，合金的硬度可达295HV左右。
图2 合金光学组织及扫描组织
(a)光学组织;(b)低倍扫描组织;
(c)晶界高倍扫描组织;(d)晶内高倍扫描组织
图3 合金铸态组织XRD衍射分析
3.2锻态组织与性能
合金经多火次开坯锻造后，合金锻态组织与铸态组织相比，α相主要沿β晶界针状析出，而且α相在β晶内分布明显减少，原铸造组织发生了一系列的变化，减少或消除了铸锭的铸态缺陷，同时由于锻造的作用，细化了钛合金的晶粒，但边部与中心晶粒分布不匀，从图4(a、b)中可以看出，边部晶粒比中心细小均匀，中心晶粒尺寸较大，并且分布不匀，有细小的再结晶晶粒和粗大晶粒构成混晶组织，平均晶粒尺寸约为400~500μm。相比铸态和锻造开坯后的晶粒组织，精锻的晶粒明显细化了，晶粒尺寸约为100μm，而且组织分布也比较均匀。
图4 合金锻造态光学显微组织
(a)开坯锻造边部;(b)开坯锻造中心;(c)精锻组织
图5 锻造后轴端面硬度值分布
图5为合金经锻造后，棒材截面上的硬度值分布情况。可以看出，粗锻棒材的硬度值在360HV左右，其中边部的硬度值比中心部位的硬度值高，且从边部到中心呈递减趋势。这是由于粗锻的变形不能完全均匀的渗透到中心，边部的变形量比中心的变形量大，实验中观察到边部的晶粒要比中心部位的晶粒细小，所以边部硬度较高。合金经精锻后硬度达到380HV，边部的硬度值与中心部位的硬度值基本没有变化，截面上硬度分布较为均匀。这是由于精锻的变形已经完全均匀的渗透到中心，实验中观察到边部的晶粒与中心部位的晶粒大小也基本一致。同时，锻造态的硬度与铸态相比，有了较大幅的提升，这主要与α相析出有关。
3.3热轧态组织与性能
合金热轧棒材的显微组织如图6(a)所示，可以看出，晶粒已被充分破碎，晶界曲折而不连续，晶粒进一步细化，平均晶粒尺寸约为20μm。热轧后的XRD分析(图6 b)表明，热轧后合金为单相的β组织，这主要由于热轧温度在相变点以上，棒材规格小、冷却速度很快，基本保留热轧温度下的β相组织。
对热轧棒材进行室温拉伸性能测试，其抗拉强度达RM=861MPa左右，延伸率达A=17.5%左右，具备β合金的可冷加工特性。
图6 热轧态显微组织及XRD衍射分析
3.4热处理后的组织性能
图7为合金热轧棒材经固溶时效处理后的显微组织，从图a、c中可以看出，当合金在800℃∕30min.AC固溶处理后，合金重新形核并长大，在相变点以上固溶得到的是均匀单一的等轴β相。如图b、d所示，固溶处理后的合金再经460℃∕10h.AC时效处理后，合金从β基体内析出弥散分布且均匀细小的α相，β相晶界变得模糊，从高倍的SEM(图7d)图片中可以看出，呈均匀细小分布的α相是以短片状的形式互相平行或垂直分布于β基体内。
对热处理后的棒材进行性能测试，结果表明，合金经过800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶时效处理后，其性能可达到RM=1509MPa，R0.2=1349MPa，A=7.84%的水平，这主要是由于合金组织中析出大量的片层状α相，组织均匀细化，使其强度和塑性达到最佳。
图7 合金固溶时效后显微组织
(a)800℃∕30min.AC固溶金相;(b)800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶时效金相;
(c)800℃∕30min.AC固溶SEM;(d)800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶时效SEM)
4结论
(1)铸态合金的晶粒分布不匀，比较粗大，晶粒直径大小约为1000~2000μm，且β晶内和晶界都有α相析出;经过锻造，合金晶粒细化到100μm，α相主要沿β晶界针状析出，β晶内分布明显减少;再经热轧后，晶粒进一步细化到20μm左右，合金为单相的β组织。
(2)合金经精锻后，棒材截面上的硬度分布较开坯锻造时均匀，硬度值较开坯锻造时的360HV有所提高，较铸态的295HV显著提高，达到380HV。
(3)合金经热轧后抗拉强度为RM=861MPa，延伸率为A=17.5%左右，经800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶时效处理后，大量均匀细小的α相由β基体内析出，且以短片状的形式互相平行或垂直分布其中。同时，合金性能达到RM=1509MPa，R0.2=1349MPa，A=7.84%的水平。
参考文献
[1]曹春晓.航空用钛合金的发展概况[J].航空科学技术,2005( 4):3
[2]石力开.材料辞典.化学工业出版社.北京 2006.1：57-209
[3]陈 威，孙巧艳，肖 林. 时效工艺对Ti1023合金微观组织和力学性能的影响.稀有金属材料与工程, 2011 (4): 708-713.
[4]O.M. Ivasishin, P.E. Markovsky, S.O. Kotrechko, V.I. Bondarchuk, Phys. Met. Mod. Technol. 28 (6) (2006) 1001–1013.
[5]张喜燕，赵永庆，白晨光编著.钛合金及应用，北京:化学工业出版社，2005
[6]O.M. Ivasishin, P.E. Markovsky, Yu.V. Matviychuk ect. comparative study of the mechanical propertiesof high-strength β-titanium alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds 457 (2008) 296–309
[7]商国强，朱知寿，常辉等. 超高强度钛合金研究进展. 稀有金属.2011，35(2)
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编辑：北方有色网
来源：宝钛集团有限公司、西安建筑科技大学
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