（中航工業(yè)北京航空制造工程研究所，北京 100024）

隨著現(xiàn)代航空業(yè)的發(fā)展，鈦合金緊固件被越來越多的采用，鈦合金緊固件可以達(dá)到減重、耐腐蝕的目的，是鈦合金、碳纖維復(fù)合材料等結(jié)構(gòu)件必須選用的連接件。TC16（Ti-2.5Al-5Mo-5V）為α+β型高強(qiáng)鈦合金，是一種馬氏體型α+β兩相鈦合金，其β穩(wěn)定系數(shù)Kβ為0.8，具有良好的工藝塑性[1-3]。由于塑性良好，俄羅斯（俄羅斯牌號(hào)為BT16）大多采用冷鐓工藝加工緊固件：一方面，鐓鍛過程中不需要加熱即可成形復(fù)雜頭型；另一方面，由于變形后產(chǎn)生冷作硬化，提高了強(qiáng)度，所以不需要進(jìn)行后續(xù)的熱處理，減少了生產(chǎn)工序[4-5]。隨著航空技術(shù)的發(fā)展，對(duì)緊固件的強(qiáng)度要求不斷提高，冷鐓工藝生產(chǎn)的TC16緊固件強(qiáng)度越來越難以滿足高強(qiáng)度需求，所以需要對(duì)TC16進(jìn)行后續(xù)熱處理，以提高緊固件強(qiáng)度[6-9]。

本文通過對(duì)TC16進(jìn)行不同溫度下的固溶、時(shí)效處理，研究不同熱處理下的微觀組織、力學(xué)性能，對(duì)TC16高強(qiáng)度緊固件的研制提供理論幫助。

試驗(yàn)材料及方法

TC16材料成分如表1所示。材料經(jīng)熔煉-開坯-鍛造-軋制-拉絲工藝得到φ6.34mm棒材，利用金相法測(cè)得該材料的（α+β）/β轉(zhuǎn)變溫度為 860～865℃。

力學(xué)性能在拉伸試驗(yàn)機(jī)（Zwick Z100）上進(jìn)行，試樣經(jīng)過粗磨、精磨、拋光后，利用Kroll試劑腐蝕后，在金相顯微鏡（Optical Microscopy,OM）Leica DM6000M觀察光學(xué)顯微組織，利用電鏡（Scanning Electroinic Microscopy， SEM）Zeiss SUPRA55觀察微觀組織及斷口形貌。

表1 TC16化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

結(jié)果與討論

1 退火態(tài)組織與性能

退火態(tài)組織由等軸α+β組成，晶粒細(xì)小，大小約為1μm，如圖1所示。其中，圖1（a）中白色的為α相，這是因?yàn)橥嘶疬^程發(fā)生了β→α轉(zhuǎn)變，同時(shí)又發(fā)生了α相、β相的再結(jié)晶。退火后的力學(xué)性能為：抗拉強(qiáng)度 870MPa，屈服強(qiáng)度 830MPa，延伸率22%。

2 固溶處理的影響

不同固溶溫度下的組織如圖2所示。固溶處理后組織為初生α+α"，如圖 2中的（a）～（c）所示，由于TC16中β穩(wěn)定系數(shù)為0.83，在淬火后β相不會(huì)完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，所以還存在亞穩(wěn)態(tài)β相。隨著固溶溫度的升高，α相越來越少，這是因?yàn)樵诠倘軠囟认?，發(fā)生了α→β轉(zhuǎn)變，隨著溫度的升高，生成的β相越多，從而使α相減少，在隨后的快速冷卻時(shí)，α相保持不變，β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣聛喎€(wěn)相及α"馬氏體，如圖2（d）～（f）所示，β相中可見針狀的馬氏體α"。

圖1 原材料顯微組織Fig.1 Microstructure of raw material

表2 TC16熱處理工藝

圖2 不同固溶溫度下的顯微組織Fig.2 Microstructure at different solution temperatures

不同固溶溫度下的力學(xué)性能如圖3所示，隨著固溶溫度升高，抗拉強(qiáng)度變化不大，約為920MPa，比退火態(tài)抗拉強(qiáng)度高50MPa左右；延伸率變化也較小，約為25.5%；屈服強(qiáng)度隨著固溶溫度的增高而增大，并且發(fā)現(xiàn)屈服強(qiáng)度較退火時(shí)下降較多，僅為370～430MPa，此時(shí)屈強(qiáng)比較低，約為0.40～0.47。

分析認(rèn)為固溶后屈服強(qiáng)度下降的原因由以下兩種因素造成：（1）由于固溶溫度在α+β兩相區(qū)，在此溫度下合金元素、第二相粒子更多地溶入β固溶體中，在快速冷卻過程形成過飽和固溶體，在變形過程中，由于沒有合金元素、二相粒子的釘扎作用，位錯(cuò)移動(dòng)的阻力減少，在很小的外力下就能夠使材料發(fā)生塑性變形，從而使屈服強(qiáng)度下降；（2）固溶處理后，由于β亞穩(wěn)相的存在，在拉伸過程中，β亞穩(wěn)相在應(yīng)力作用下發(fā)生分解生成α"相，即所謂的TRIP效應(yīng)，宏觀上表現(xiàn)為在低應(yīng)力下材料即發(fā)生塑形變形，從而降低屈服強(qiáng)度。

抗拉強(qiáng)度與退火態(tài)相比提高不多，是因?yàn)樯傻鸟R氏體α"強(qiáng)度不高，不像鋼鐵中的馬氏體能夠大大提高強(qiáng)度，固溶溫度對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響由多方原因造成：（1）隨著固溶溫度的升高，α相減少，而α相強(qiáng)度較β相高，從而造成材料強(qiáng)度降低；（2）固溶處理后生成過飽和固溶體，隨著固溶溫度的升高，過飽和固溶體增多，根據(jù)固溶強(qiáng)化原理，從而提高材料強(qiáng)度；（3）β亞穩(wěn)相在拉伸變形過程中，會(huì)發(fā)生TRIP效應(yīng)，雖然降低了屈服強(qiáng)度，但生成了α"相，從而提高抗拉強(qiáng)度；所以抗拉強(qiáng)度的影響為各方綜合因素的結(jié)果。

3 時(shí)效處理的影響

固溶+時(shí)效后組織為初生α+α+β，如圖4所示，固溶處理時(shí)生成的初生α在時(shí)效處理后不改變，過飽和固溶體α"以及亞穩(wěn)相β發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變[10]，生成α+β，α+β呈片層相間分布在原始β晶粒內(nèi)部，并且隨著時(shí)效溫度的升高，α、β片層增厚，如圖4（d）～（f）所示。

圖3 不同固溶溫度的力學(xué)性能Fig.3 Mechanical property at different solution temperatures

圖4 不同時(shí)效溫度下的顯微組織（固溶溫度為820℃）Fig.4 Microstructure of aging treatments (Solution temperature of 820℃)

不同時(shí)效溫度對(duì)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率的影響如圖5所示，在相同的固溶溫度下，隨著時(shí)效溫度的升高，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度降低，當(dāng)時(shí)效溫度為540℃時(shí)，3種固溶溫度下的試樣抗拉強(qiáng)度均＞1100MPa，其中當(dāng)固溶溫度為840℃、時(shí)效溫度為540℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到1226MPa，為了更好衡量材料的綜合性能，常用強(qiáng)塑積（抗拉強(qiáng)度與延伸率的乘積）的大小表達(dá)，其中當(dāng)固溶溫度為820℃、時(shí)效溫度為540℃時(shí)，強(qiáng)塑積最高，達(dá)到21834MPa·%，說明在此工藝下材料達(dá)到強(qiáng)度與塑性最好的組合。延伸率隨著時(shí)效溫度的升高先降低后升高。

固溶處理后生成的亞穩(wěn)β相和α"在時(shí)效過程中析出彌散的α相和β相，從而同時(shí)提高了材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，這也是時(shí)效處理的本質(zhì)所在，隨著時(shí)效溫度的增加，析出的彌散質(zhì)點(diǎn)開始聚集，從而降低了彌散強(qiáng)化作用，使得時(shí)效強(qiáng)化作用減弱。

同時(shí)發(fā)現(xiàn)，在相同時(shí)效溫度下，固溶溫度越高，時(shí)效后材料的強(qiáng)度也越高，這是因?yàn)楣倘軠囟仍礁?，時(shí)效后產(chǎn)生的強(qiáng)化相越多，從而提高了強(qiáng)度。

由于固溶處理后抗拉強(qiáng)度提高不大，而塑性高，研制鎖緊螺母時(shí)，在固溶態(tài)下進(jìn)行收口：一方面，可以避免在收口過程由于大變形產(chǎn)生裂紋，而且所需要的收口力?。涣硪环矫?，隨后的時(shí)效處理由于溫度低，不會(huì)使產(chǎn)品產(chǎn)生變形，從而避免了在時(shí)效處理后所產(chǎn)生的收口問題。

圖5 不同時(shí)效溫度下力學(xué)性能Fig.5 Mechanical property at different aging temperatures

圖6 不同熱處理工藝下的拉伸斷口Fig.6 Tensile fractures at different heat treatments

4 不同熱處理工藝對(duì)拉伸斷口的影響

不同熱處理態(tài)下的拉伸斷口如圖6所示，3種不同熱處理制造下的宏觀斷口具有纖維區(qū)、剪切唇區(qū)，其中退火態(tài)、固溶態(tài)試樣纖維區(qū)具有明顯的韌窩，在拉伸外力下，內(nèi)部位錯(cuò)產(chǎn)生堆積，在變形大的區(qū)域產(chǎn)生許多顯微空洞，由于塑性好，這些空洞不斷長(zhǎng)大、聚集形成裂紋最終斷裂。退火態(tài)與固溶態(tài)的韌窩較深，大小相差不大，塑性相當(dāng)，這與力學(xué)結(jié)果相一致。

固溶+時(shí)效處理后的斷口平面較平，斷口上有大量高密度的短而彎曲的撕裂棱線、片，此斷口屬于準(zhǔn)解理斷口，此種斷口塑性較差。

結(jié)束語(yǔ)

（1）TC16在750℃退火后的組織為等軸α+β，抗拉強(qiáng)度870MPa，屈服強(qiáng)度830MPa，延伸率22%。

（2）TC16固溶處理后的組織為初生α+α"+亞穩(wěn)態(tài)β，隨著固溶溫度的升高，初生α相減少；隨著固溶溫度的升高，抗拉強(qiáng)度變化不大，約為920MPa，比退火態(tài)抗拉強(qiáng)度高50MPa；屈服強(qiáng)度和延伸率隨著固溶溫度的提高而增大，屈服強(qiáng)度較退火時(shí)下降較多，僅為370～430MPa，此時(shí)屈強(qiáng)比較低，約為0.40～0.47。

（3）固溶+時(shí)效處理后的組織為初生α+α+β，在相同的固溶溫度下，隨著時(shí)效溫度的升高，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度降低，延伸率先降低后升高，當(dāng)固溶溫度為840℃、時(shí)效溫度為540℃處理后，最高抗拉強(qiáng)度達(dá)到1226MPa，當(dāng)固溶溫度為820℃、時(shí)效溫度為540℃處理后，最高強(qiáng)塑積為21834MPa·%。

（4）通過分析不同熱處理狀態(tài)下的斷口，得出拉伸斷口主要為纖維區(qū)和剪切唇區(qū)，退火態(tài)和固溶態(tài)斷口中纖維區(qū)為韌性斷裂，可以觀察到明顯的韌窩，宏觀表現(xiàn)為塑性好；固溶+時(shí)效后的斷口纖維區(qū)為準(zhǔn)解理斷裂，塑性差。

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