雙重退火對ZTC18鑄造鈦合金組織及性能的影響

趙紅霞，沙愛學，王慶如，魏戰雷

（1. 中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2. 北京市先進鈦合金精密成型工程技術研究中心，北京 100095）

由于鑄造鈦合金密度低，比強度高，采用精確凝固成形方法可以實現各種復雜構件的近凈成形，不僅成本低，而且材料利用率高，因此被廣泛應用于航空、航天工業[1—3]。隨著航空、航天工業的發展，為了獲得更高的減重效益和更低的制造成本，新型飛機、航天器等裝備對鑄造鈦合金的強度要求越來越高，我國現有的鑄造鈦合金主要是中低強度合金如 ZTA7、ZTC4、ZTA15等，強度級別在 900 MPa左右[4—7]，不能滿足重要承力構件的高強度要求，因此針對高強度鑄造鈦合金在歐美及我國逐漸開始研究，其中TC18鈦合金采用鑄造成型的鑄件因其良好的強度塑性比，引起廣泛關注。

ZTC18是α-β型鑄造鈦合金，合金化的程度較高，名義成分為 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。該合金具有較高的強度和韌性，并且具有較好的塑性，退火后強度遠高于ZTC4合金，能夠達到1050 MPa以上，是退火狀態下強度最高的鑄造鈦合金[8—10]。鈦合金鑄件不能通過熱變形的方法改善微觀組織，因此相對于變形鈦合金TC18，ZTC18合金凝固時晶體生長速率大于晶核生長速率，晶體為枝晶狀生長過程，因此鑄件的微觀組織為粗大的片層組織，使其性能低于TC18合金，特別是塑性和疲勞性能[11—15]，而熱處理就成為改善合金的組織性能的主要途徑。文中通過研究雙重退火時ZTCl8合金的微觀組織和力學性能變化規律，探索該合金組織優化方法，為該合金的應用奠定良好基礎。

1 試驗材料和方法

實驗采用的 TC18（名義成分：Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe），鈦合金拉伸試棒的模組采用陶瓷型殼熔模精密鑄造的方法，在真空自耗電極電弧凝殼爐澆鑄，實驗用鑄錠采用真空自耗凝殼爐熔煉的二次錠，鑄件熱等靜壓工藝為：熱等靜壓后進行熱處理實驗，在Instron-4507萬能實驗機上測定拉伸性能，采用 1 mm/min的拉伸速率測試；在leica DWLM型光學顯微鏡和 JSM-5800型掃描電鏡上進行組織觀察；在JEOLJSM-5600LV型掃描電子顯微鏡上進行拉伸試樣斷口形貌觀察。HIP工藝參數為(920±10) , ℃℃(135±15) min/110～140 MPa, FC→300 , AC。

表1 雙重退火制度Tab.1 Dual-annealing process

2 試驗結果及討論

2.1 顯微組織

熱等靜壓和第 2級退火溫度為 570, 590, 610,630 ℃試樣晶粒大小和形態見圖1，可以看出，合金經過雙重熱處理組織變得更加均勻，而不同雙重退火工藝對晶粒尺寸影響不大。570 ℃和590 ℃溫度下二次退火晶界基本相同，610 ℃溫度下二次退火晶界略微變寬，但差別也不顯著。

圖1 熱等靜壓及雙重熱處理后晶粒組織對比Fig.1 Microstructures of grain size after HIP and dual-annealing

熱等靜壓及雙重退火后晶內微觀組織見圖2，可見，試樣晶界交錯分布的粗針狀、棒狀和不規則顆粒狀初生α相，局部區域棒狀和不規則顆粒狀初生α相較多，對比熱等靜壓后及第 2級退火溫度為 570,590, 610, 630 ℃條件下各試樣的組織細節特征差異，結果見圖1。可見，第2級退火溫度為570 ℃時，晶粒內部初生α相主要為長針狀和棒狀，少量次生α相彌散分布。第 2級退火溫度為 590 ℃時，初生α相形態和尺寸變化不大，但是次生α相逐漸長大，細小次生α相減少。第2級退火溫度為610 ℃時，次生α相長大，使得α相數量明顯增加，尺寸增大，并且多為短棒狀。第2級退火溫度為630 ℃時，α相尺寸明顯增大，多為短棒狀和等軸顆粒狀，晶內可以觀察到少量次生α相。

圖2 熱等靜壓及雙重退火后的晶內組織Fig.2 Microstructures in grain after HIP and dual-annealing

2.2 雙重退火溫度對力學性能的影響

不同雙重退火溫度和冷卻方式下σ0.2,σb,δ5,ψ的曲線見圖3?？梢姡诘?級退火溫度均為750 ℃條件下，無論在第2次退火采用爐冷還是空冷，試樣屈服強度σ0.2和抗拉強度σb均隨第2次退火溫度的升高而降低，550, 570, 590, 610 ℃條件下屈服強度σ0.2分別為1215.33, 1124.67, 1073.6, 1049 MPa，抗拉強度σb分別為1266.33, 1177.67, 1099.6, 1101.33 MPa。并且，在第1級退火采用850 ℃/2 h，FC→750 ℃/2 h，AC的雙重熱處理工藝強度變化按照第 2級退火溫度歸類也符合以上規律，第2級退火溫度升高到630 ℃時，試樣抗拉強度σ0.2和屈服強度σb也隨著第2次退火溫度的升高逐漸降低，分別為1024.25和1047.5 MPa。

合金伸長率δ5和斷面收縮率ψ的變化規律與強度的變化相反，除第1次退火采用850 ℃/2 h，FC→750 ℃ /2 h，AC的方式下（第2次退火溫度為630 ℃）的伸長率δ5略低于610 ℃外，其余均隨第2次退火溫度的升高而增加，伸長率δ5在550, 570, 590,610, 630 ℃條件下分別為2.93%, 4.97%, 10.88%, 12%,11.03%，斷面收縮率ψ分別為4.37%, 8.33%, 15.04%,15.33%, 16.63%。

圖3 不同雙重退火溫度和冷卻方式下σ0.2與σb、δ5與 ψ 比較Fig.3 Comparison of σ0.2, σb, δ5 and ψ of different dual-annealing temperature and cooling types

結合顯微組織分析，ZTC18合金低溫時效對初生α相沒有影響，而次生α相的數量、形貌、分布發生變化。第2次退火溫度較低時，次生α相細小彌散分布，而且呈針狀，位錯不容易繞過α相，并且也使兩相界面增多，增強了第二相強化效應，提高了合金的強度。當第 2次退火溫度升高時次生α相長大，從平行的長條狀生長到粗大的棒狀時，彌散分布的針狀次生α相減少，兩相界面的面積隨之減少，第二相強化效果隨之減弱，導致鑄件的強度下降，而塑性則明顯增加。

由數據還可看出，采用雙重退火制度，對于試樣強度和塑性影響最大的是第2次退火溫度，第2次退火的冷卻方式影響較小。

圖4 HIP狀態與不同雙重退火溫度下σ0.2和σb比較Fig.4 Comparison of σ0.2 and σb, after HIP and of different dual-annealing temperature

圖5 HIP狀態與不同雙重退火溫度下δ5和ψ比較Fig.5 Comparison of δ5 and ψ after HIP and of different dual-annealing temperature

雙重退火與 HIP狀態室溫拉伸數據對比見圖 4和圖5。由圖4可知，HIP狀態下試樣強度（屈服強度σ0.2和抗拉強度σb分別為 1026.25和1090 MPa）略高于二級退火溫度為630 ℃的試樣，HIP狀態下試件伸長率δ5和斷面收縮率ψ（分別為6.43%和10.55%）明顯低于二級退火溫度為630, 610, 590 ℃的試樣，高于二級退火溫度為570和550 ℃的試樣，見圖5。由對比數據可以看出，通過雙重退火能夠根據設計需求調整強度塑性比，而綜合分析來看，在二級退火溫度為 610和 590 ℃的試樣（空冷或爐冷）的強度和塑性綜合匹配性較好。

2.3 雙重退火拉伸斷裂特征

熱等靜壓試樣拉伸斷口低倍形貌見圖 6a，其斷裂特征主要為沿晶形貌（放大形貌見圖6b），局部區域存在穿晶形貌特征，晶面顯現出細而淺的韌窩，見圖 6d，合金發生穿晶斷裂的區域中，韌窩大且深，見圖6e。

圖6 熱等靜壓狀態的拉伸斷裂特征Fig.6 Tensile fractographies of under HIP heat treatment condition

鑄件經雙重退火后，拉伸斷口的低倍形貌見圖7a，可知，經過雙重退火后試樣斷口呈現沿晶與穿晶混合斷裂的形貌，見圖 7b，其中，更為明顯的是沿晶斷裂。由圖 7c可以看到晶面的淺而細小韌窩，圖7d中顯示，在發生穿晶斷裂的區域中，韌窩呈現深且大的形貌。

鑄件在HIP狀態下的斷裂形貌為沿晶斷裂，當鑄件經過雙重退火后，斷口形貌呈現穿晶斷裂為主，由此可見合金經過雙重熱處理后，隨著斷裂方式的變化，塑性得到了改善。

3 結論

1) 鑄造 TC18合金經熱等靜壓處理后進行雙重退火處理，不同的雙重退火溫度下，晶粒尺寸無明顯變化。

2) 次生α數量相隨第2級退火溫度升高逐漸增加，且次生α相由細小針狀到逐漸長大。由于α相數量由少到多并明顯粗化，使合金的強度隨第2級退火溫度升高而降低，塑性則呈增加趨勢。

3) 通過雙重熱處理可以達到調整合金強度塑性比的目的，對比HIP后的室溫拉伸數據，在二級退火溫度為610和590 ℃的試樣（空冷或爐冷）的強度和塑性綜合匹配性較好，抗拉強度σb能夠達到 1100 MPa，伸長率δ5大于11%。

4) 通過對TC18合金附鑄試樣在熱等靜壓、等溫退火和雙重退火下拉伸斷口的觀察和分析，該合金在各種熱處理狀態下斷裂特征是以沿晶斷裂為主，伴有少量穿晶斷裂，而且斷裂韌窩較淺。

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