TB2鈦合金是我國研制的一種亞穩(wěn)定β型鈦合金[1-2]，其名義成分為Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al，β相穩(wěn)定系數(shù)為1.98，在固溶狀態(tài)下具有良好的工藝塑性、冷成形性和焊接性能，經(jīng)時效處理后具有高強(qiáng)、高韌性能，是典型的高強(qiáng)鈦合金。因其良好的綜合性能，主要用于制造衛(wèi)星波紋殼體、星箭連接帶及各類鉚釘、螺釘、螺栓等[3]。
TB2鈦合金中不僅加入了大量可與鈦形成連續(xù)固溶體的Mo和V元素，還加入了可與鈦形成化合物的Al和Cr元素，故其固溶時效強(qiáng)化效果十分顯著[4-5]。不同產(chǎn)品類型及加工工藝對應(yīng)著不同的最佳固溶時效制度。緊固件用小規(guī)格TB2鈦合金棒材在固溶狀態(tài)下具有良好的塑性和冷成形性，在固溶時效狀態(tài)下具有超高的強(qiáng)度，可滿足航空航天緊固件對該材料的要求。
固溶＋預(yù)拉伸變形＋時效是把加工硬化和時效強(qiáng)化結(jié)合起來的一種低溫形變熱處理技術(shù)，是金屬材料強(qiáng)化的重要手段[6-7]。對于亞穩(wěn)定β型鈦合金，固溶后的預(yù)拉伸變形對其α相的析出有促進(jìn)作用，與常規(guī)固溶＋時效相比較效果更佳，是目前提高鈦合金強(qiáng)度最有效和最有前景的方法之一[8]。因此，研究了固溶、固溶＋時效及固溶＋預(yù)拉伸變形＋時效的熱處理制度對緊固件用小規(guī)格TB2鈦合金棒材組織與性能的影響，從組織形貌等方面分析了其強(qiáng)化機(jī)理，確定最佳熱處理制度，以期為我國緊固件用超高強(qiáng)、高韌鈦合金棒材的研制與生產(chǎn)提供數(shù)據(jù)支撐。
1、實(shí)驗(yàn)
實(shí)驗(yàn)材料為真空自耗電弧爐(VAR)2次熔煉的φ500mm的TB2鈦合金鑄錠，其化學(xué)成分滿足GB/T3620.1—2016《鈦及鈦合金牌號和化學(xué)成分》要求，采用連續(xù)升溫金相法測得鑄錠相變點(diǎn)為765℃。鑄錠經(jīng)鍛造、軋制、拉伸等工序制備成φ11.2mm的棒材，其組織形貌為粗大的β晶粒及彌散分布的細(xì)小α晶粒，如圖1所示。
按照表1方案對TB2鈦合金棒材進(jìn)行熱處理，其中，Ａ1~Ａ4研究固溶溫度對棒材組織與性能的影響，Ｂ1~Ｂ4研究時效溫度對棒材組織與性能的影響，Ｃ1~Ｃ3研究固溶后不同預(yù)變形量對棒材時效態(tài)組織與性能的影響。
按照GB/T5168—2020《鈦及鈦合金高低倍組織檢驗(yàn)方法》加工金相試樣，采用ＡＸＩＯＶＥＲＴ200ＭＡＴ光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。按照GB/T228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》
加工拉伸試樣，采用ＩＮＳＴＲＯＮ5885電子萬能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)測試室溫拉伸性能。
2、結(jié)果與分析
2.1固溶溫度對棒材組織與性能的影響
圖2為TB2鈦合金棒材經(jīng)不同溫度固溶處理后的顯微組織。固溶溫度為760℃時，因固溶溫度在相變點(diǎn)以下，組織中存在少量未完全轉(zhuǎn)變的α相，β相平均晶粒尺寸為26.7μm(圖2ａ)。固溶溫度為780℃時，因固溶溫度超過相變點(diǎn)，α相幾乎全部溶解，只有β相保留下來，在晶界和晶粒內(nèi)部開始重新形核并長大，平均晶粒尺寸達(dá)31.8μm(圖2b)。
隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，平均晶粒尺寸持續(xù)增大，但增幅變緩(圖2ｃ、2ｄ)。
圖3為TB2鈦合金棒材經(jīng)不同溫度固溶后的室溫拉伸性能。從圖3可以看出，固溶溫度低于800℃時，隨著固溶溫度的升高，棒材的抗拉強(qiáng)度逐漸升高。780℃固溶時棒材抗拉強(qiáng)度為886MPa，伸長率達(dá)到最高值23.3％。
800℃固溶時抗拉強(qiáng)度達(dá)到了最大值923MPa，但此時對應(yīng)的伸長率最低，僅為16％。這是因?yàn)樵摐囟认娄料鄮缀跞咳芙猓倘軓?qiáng)化效應(yīng)達(dá)到最大。隨著固溶溫度的進(jìn)一步升高，β晶粒粗化，棒材強(qiáng)度降低。經(jīng)780℃固溶后，TB2鈦合金棒材強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳匹配，故選擇780℃為最佳固溶溫度。
2.2 時效溫度對棒材組織與性能的影響
圖4為TB2鈦合金棒材經(jīng)780℃固溶＋不同溫度時效后的顯微組織。從圖4可以看出，不同溫度時效處理后的TB2鈦合金棒材中β晶粒內(nèi)分布著含量不同的α相晶粒，晶粒度等級為7級。隨著TB2鈦合金棒材時效溫度的升高，析出的α相體積分?jǐn)?shù)先增加后減少。這是由于β穩(wěn)定元素含量較高的亞穩(wěn)定β鈦合金在固溶過程中有大量不穩(wěn)定的殘余β相保留，這些殘余β相在時效過程中會發(fā)生分解[9]。
450℃時效時，由于時效溫度低，形核驅(qū)動力大，α相容易形核，但擴(kuò)散困難，彌散析出的α相相對較少(圖4ａ)。470℃時效時，α相形核驅(qū)動力大，擴(kuò)散也較容易，β晶粒內(nèi)析出大量彌散分布的α相(圖4ｂ)。490℃時效時，在等軸β晶界附近析出的α相比較粗大，β晶粒內(nèi)部出現(xiàn)α相亮斑，但晶內(nèi)析出α相的體積分?jǐn)?shù)有一定下降(圖4ｃ)。這是由于時效溫度升高，α相形核困難，導(dǎo)致析出的α相數(shù)量減少。510℃時效時，α相的長大速率非常快，在β晶界和晶粒內(nèi)均析出片層狀α相(圖4ｄ)。這是由于時效溫度過高，導(dǎo)致亞穩(wěn)定β相分解生成群集的片狀α相[9]。
圖5為TB2鈦合金棒材經(jīng)780℃固溶＋不同溫度時效后的室溫拉伸性能。從圖5可以看出，隨著時效溫度的升高，棒材強(qiáng)度呈先升高后下降的趨勢，延伸率和斷面收縮率則相反。這與時效過程中析出α相的體積分?jǐn)?shù)有密切關(guān)系[10]。
450℃時效時，TB2鈦合金抗拉強(qiáng)度較低，僅為1234MPa。這是由于時效溫度較低，β晶粒雖易形核α相，但擴(kuò)散困難，彌散析出的α相較少。470℃時效時，棒材抗拉強(qiáng)度達(dá)到了最高值11392MPa，伸長率最低，此時強(qiáng)度和塑性均滿緊固件對TB2鈦合金棒材性能的要求(Rm≥1370MPa，Ａ≥7％)。490℃時效時，棒材抗拉強(qiáng)度相比470℃時下降了3.7％。
510℃時效時，棒材抗拉強(qiáng)度較470℃時效下降了11％，而此時延伸率達(dá)到最高。
2.3固溶后預(yù)拉伸變形對棒材組織與性能的影響
圖6為TB2鈦合金棒材經(jīng)780℃固溶＋不同預(yù)拉伸變形＋470℃時效后的顯微組織。與固溶后直接時效相比較，固溶＋預(yù)拉伸變形＋時效后的顯微組織中晶粒有一定細(xì)化，沿晶界析出了少量彌散分布的片狀α相，再結(jié)晶現(xiàn)象有增強(qiáng)趨勢，并且隨著預(yù)拉伸變形量的增加，這種特征更為明顯。這是因?yàn)轭A(yù)拉伸變形過程中引入了大量的位錯、層錯等缺陷，這些晶格缺陷在后續(xù)時效過程中為次生α相形核提供位點(diǎn)，誘導(dǎo)次生片層α相快速形核并在晶粒內(nèi)部和晶界析出[11]。隨著預(yù)拉伸變形量的增大，位錯纏結(jié)加劇，基體內(nèi)位錯密度提高，析出的次生α相尺寸增大，數(shù)量增多。
圖7為TB2鈦合金棒材經(jīng)780℃固溶＋不同預(yù)拉伸變形＋470℃時效后的室溫拉伸性能。從圖7可以看出，增加預(yù)拉伸變形工序后，棒材的室溫抗拉強(qiáng)度較固溶后直接時效提高了近10％，達(dá)到1500MPa以上。這是由于固溶后的預(yù)拉伸變形會產(chǎn)生大量的位錯及高的晶格畸變，為時效時析出相的形成提供了有效的核心[12]，因而棒材強(qiáng)度大幅升高。隨著預(yù)拉伸變形量從3.5％提升至7.0％，棒材的室溫抗拉強(qiáng)度雖逐漸升高，但增幅較小，伸長率、斷面收縮率呈先升高后降低趨勢。經(jīng)780℃固溶＋5.3％預(yù)拉伸變形＋470℃時效處理后，TB2鈦合金棒材的抗拉強(qiáng)度為1544MPa，延伸率為9％，強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳匹配。
3、結(jié)論
(1)TB2鈦合金棒材經(jīng)固溶處理后，隨著固溶溫度的升高，組織中α相逐漸消失，β晶粒尺寸逐漸增大?隨著固溶溫度的升高，棒材強(qiáng)度先升高后降低，780℃固溶時強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳匹配。
(2)TB2鈦合金棒材經(jīng)固溶＋時效處理時，隨著時效溫度的升高，β晶粒內(nèi)部和晶界析出的次生α相體積分?jǐn)?shù)先增加后減少，晶粒尺寸也由細(xì)小變?yōu)榇执螅⒃?10℃時出現(xiàn)了片狀形貌；隨著時效溫度的升高，棒材強(qiáng)度先升高后降低，在470℃時達(dá)到最高值，為1392MPa。
(3)TB2鈦合金棒材經(jīng)固溶＋預(yù)拉伸變形＋時效熱處理后，晶粒細(xì)化，次生片狀α相含量增多，強(qiáng)度較固溶后直接時效提高了近10％。經(jīng)780℃固溶＋5.3％預(yù)拉伸變形＋470℃時效處理后，棒材抗拉強(qiáng)度達(dá)到1544MPa，延伸率達(dá)到9％，此時強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳匹配。
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