1、前言：

    鈦合金由于低密度、高比強度及良好的耐蝕性使其在航空航天、船舶和兵器等領域獲得了廣泛應用[1]。高強度及超高強度鈦合金由于其優良的特性在高性能飛行器結構材料中更占有重要地位。高強度鈦合金[2]是指室溫拉伸強度為1100～1400MPa之間的鈦合金，主要用來代替飛機結構中常用的高強結構鋼，可減輕結構重量的40%，典型的有美國的Ti1023（Ti-10V-2Fe-3Al），該合金與飛機結構件中常用的30CrMnSiA高強度結構鋼性能相當，具有優異的鍛造性能[3-5];Ti-15-3（Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn），該合金冷加工性能比工業純鈦還好，時效后的室溫抗拉強度可達1000MPa以上；前蘇聯的BT22（Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe）合金其拉伸強度大于等于1105Mpa，已成功用作機身、機翼、起落架和其它高承載部件[6];國內方面，主要有北京有色金屬研究院研制出的TB2（Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al），寶雞有色金屬研究所研制的TB3（Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al）和上海鋼鐵研究所研制的TB4（Ti-4Al-7Mo-10V-2Fe-1Zr）[5]以及九五期間仿制美國β-21S的TB8（Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.25Si）等合金。超高強度鈦合金[2]是指室溫拉伸強度超過1400MPa的鈦合金，用以代替超高強度鋼制造飛機起落架的主承力構件，可減輕結構重量30%，目前這類合金還處在研制發展階段，達到這種強度級別的鈦合金如Ti-8V-5Fe-1Al亞穩定β鈦合金，采用快速凝固粉末冶金工藝生產的Ti-8V-5Fe-1Al合金，其室溫抗拉強度為1480MPa，伸長率為8%。

    隨著現代航空飛行器對承力構件性能的要求越來越高，提高結構鈦合金性能已成為研究熱點，近年來，國內外致力于開發1400Mpa級以上的超高強β鈦合金[7]。本文所研究的一種Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb系合金是寶鈦集團有限公司自主研發的超高強度鈦合金，其Kβ穩定系數約1.33，鉬當量約14.2，屬于近β型鈦合金，棒材經固溶時效處理后的性能可達較高水平。

    2、試驗方法：

    試驗在寶鈦集團有限公司生產線上完成，經真空自耗電弧爐3次熔煉后得到合金鑄錠，對鑄錠進行化學成分分析并測試相變點。塑性加工分別在3150t水壓機進行開坯鍛造，再到SXP精鍛機上進行精鍛，最后經橫列式軋機出Φ12.5mm×L熱軋棒材，并進行固溶時效處理。同時，試驗通過金相、力學、SEM、XRD、差熱分析等手段對合金不同加工狀態的組織性能進行分析測試。

    3、實驗結果與分析：

    3.1 鑄態組織與性能：

    合金采用真空自耗三次熔煉后，合金的成分整體分布均勻，雜質含量低于標準要求。圖1為該合金用差熱分析法測定的DSC曲線及其一階倒數曲線，從一階倒數曲線可以比DSC曲線更明顯看到三個吸熱峰，前兩個吸熱峰與合金的ω相轉變有關，第三個吸熱峰是相變峰值，該合金DSC一次倒數的峰值為783.5℃，表明相變溫度在783.5℃左右。

    試驗對合金鑄錠的光學顯微組織、掃描組織、X射線衍射圖譜及合金硬度進行了分析測試，主要結果如下。圖2（a）為合金鑄態的光學顯微組織，可以看出，合金由粗大的鑄態組織構成，平均晶粒尺寸約1000-2000μm，合金晶界粗黑，晶內也分布著散亂的黑色相。為進一步分析合金的相分布，對合金進行了XRD分析（圖3）及掃描分析，通過分析發現，合金含有相和β相的特征峰，光學組織中表現的粗晶界，在掃描組織中可以看出為β晶界的馬氏體相，形成馬氏體相的原因是合金低的Cr和Fe元素含量，β相主要轉變為斜方晶格馬氏體。從圖2（b）中可以看出，α相在β晶內和晶界都有析出，其中，a相在晶內呈較為彌散的點狀析出，而在晶界則呈現為線狀。進一步SEM高倍觀察（圖2 c、d）表明，這些晶內呈點狀析出的a相實際上是由非常細小的、互成60“夾角的”短針“組成，在較大的β晶粒內彌散分布；而晶界處a相則多呈彼此平行的針狀分布，并向β晶內方向生長。

    由于含有一定量的斜方馬氏體相，合金的硬度可達295HV左右。

    3.2 鍛態組織與性能：

    合金經多火次開坯鍛造后，合金鍛態組織與鑄態組織相比，α相主要沿β晶界針狀析出，而且α相在β晶內分布明顯減少，原鑄造組織發生了一系列的變化，減少或消除了鑄錠的鑄態缺陷，同時由于鍛造的作用，細化了鈦合金的晶粒，但邊部與中心晶粒分布不勻，從圖4（a、b）中可以看出，邊部晶粒比中心細小均勻，中心晶粒尺寸較大，并且分布不勻，有細小的再結晶晶粒和粗大晶粒構成混晶組織，平均晶粒尺寸約為400~500μm。相比鑄態和鍛造開坯后的晶粒組織，精鍛的晶粒明顯細化了，晶粒尺寸約為100μm，而且組織分布也比較均勻。

    圖5為合金經鍛造后，棒材截面上的硬度值分布情況。可以看出，粗鍛棒材的硬度值在360HV左右，其中邊部的硬度值比中心部位的硬度值高，且從邊部到中心呈遞減趨勢。這是由于粗鍛的變形不能完全均勻的滲透到中心，邊部的變形量比中心的變形量大，實驗中觀察到邊部的晶粒要比中心部位的晶粒細小，所以邊部硬度較高。合金經精鍛后硬度達到380HV，邊部的硬度值與中心部位的硬度值基本沒有變化，截面上硬度分布較為均勻。這是由于精鍛的變形已經完全均勻的滲透到中心，實驗中觀察到邊部的晶粒與中心部位的晶粒大小也基本一致。同時，鍛造態的硬度與鑄態相比，有了較大幅的提升，這主要與α相析出有關。

    3.3 熱軋態組織與性能：

    合金熱軋棒材的顯微組織如圖6（a）所示，可以看出，晶粒已被充分破碎，晶界曲折而不連續，晶粒進一步細化，平均晶粒尺寸約為20μm。熱軋后的XRD分析（圖6 b）表明，熱軋后合金為單相的β組織，這主要由于熱軋溫度在相變點以上，棒材規格小、冷卻速度很快，基本保留熱軋溫度下的β相組織。

    對熱軋棒材進行室溫拉伸性能測試，其抗拉強度達RM=861MPa左右，延伸率達A=17.5%左右，具備β合金的可冷加工特性。

    3.4 熱處理后的組織性能

    圖7為合金熱軋棒材經固溶時效處理后的顯微組織，從圖a、c中可以看出，當合金在800℃∕30min.AC固溶處理后，合金重新形核并長大，在相變點以上固溶得到的是均勻單一的等軸β相。如圖b、d所示，固溶處理后的合金再經460℃∕10h.AC時效處理后，合金從β基體內析出彌散分布且均勻細小的α相，β相晶界變得模糊，從高倍的SEM（圖7d）圖片中可以看出，呈均勻細小分布的α相是以短片狀的形式互相平行或垂直分布于β基體內。

    對熱處理后的棒材進行性能測試，結果表明，合金經過800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶時效處理后，其性能可達到RM=1509MPa，R0.2=1349MPa，A=7.84%的水平，這主要是由于合金組織中析出大量的片層狀α相，組織均勻細化，使其強度和塑性達到最佳。

    4、結論：

    （1）鑄態合金的晶粒分布不勻，比較粗大，晶粒直徑大小約為1000~2000μm，且β晶內和晶界都有α相析出；經過鍛造，合金晶粒細化到100μm，α相主要沿β晶界針狀析出，β晶內分布明顯減少；再經熱軋后，晶粒進一步細化到20μm左右，合金為單相的β組織。

    （2）合金經精鍛后，棒材截面上的硬度分布較開坯鍛造時均勻，硬度值較開坯鍛造時的360HV有所提高，較鑄態的295HV顯著提高，達到380HV。

    （3）合金經熱軋后抗拉強度為RM=861MPa，延伸率為A=17.5%左右，經800℃∕30min.AC+460℃∕10h.AC固溶時效處理后，大量均勻細小的α相由β基體內析出，且以短片狀的形式互相平行或垂直分布其中。同時，合金性能達到RM=1509MPa，R0.2=1349MPa，A=7.84%的水平。

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責任編輯：王元

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