（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到減重、耐腐蝕的目的，是鈦合金、碳纖維復合材料等結構件必須選用的連接件。TC16（Ti-2.5Al-5Mo-5V）為α+β型高強鈦合金，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雜頭型；另一方面，由于變形后產生冷作硬化，提高了強度，所以不需要進行后續(xù)的熱處理，減少了生產工序[4-5]。隨著航空技術的發(fā)展，對緊固件的強度要求不斷提高，冷鐓工藝生產的TC16緊固件強度越來越難以滿足高強度需求，所以需要對TC16進行后續(xù)熱處理，以提高緊固件強度[6-9]。

本文通過對TC16進行不同溫度下的固溶、時效處理，研究不同熱處理下的微觀組織、力學性能，對TC16高強度緊固件的研制提供理論幫助。

試驗材料及方法

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

力學性能在拉伸試驗機（Zwick Z100）上進行，試樣經過粗磨、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化學成分（質量分數(shù)） %

結果與討論

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，這是因為退火過程發(fā)生了β→α轉變，同時又發(fā)生了α相、β相的再結晶。退火后的力學性能為：抗拉強度 870MPa，屈服強度 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相不會完全轉變?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，這是因為在固溶溫度下，發(fā)生了α→β轉變，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，α相保持不變，β相轉變?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性能如圖3所示，隨著固溶溫度升高，抗拉強度變化不大，約為920MPa，比退火態(tài)抗拉強度高50MPa左右；延伸率變化也較小，約為25.5%；屈服強度隨著固溶溫度的增高而增大，并且發(fā)現(xiàn)屈服強度較退火時下降較多，僅為370～430MPa，此時屈強比較低，約為0.40～0.47。

分析認為固溶后屈服強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，位錯移動的阻力減少，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)相在應力作用下發(fā)生分解生成α"相，即所謂的TRIP效應，宏觀上表現(xiàn)為在低應力下材料即發(fā)生塑形變形，從而降低屈服強度。

抗拉強度與退火態(tài)相比提高不多，是因為生成的馬氏體α"強度不高，不像鋼鐵中的馬氏體能夠大大提高強度，固溶溫度對抗拉強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相強度較β相高，從而造成材料強度降低；（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)固溶強化原理，從而提高材料強度；（3）β亞穩(wěn)相在拉伸變形過程中，會發(fā)生TRIP效應，雖然降低了屈服強度，但生成了α"相，從而提高抗拉強度；所以抗拉強度的影響為各方綜合因素的結果。

3 時效處理的影響

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

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

圖4 不同時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℃)

不同時效溫度對抗拉強度、屈服強度、延伸率的影響如圖5所示，在相同的固溶溫度下，隨著時效溫度的升高，抗拉強度、屈服強度降低，當時效溫度為540℃時，3種固溶溫度下的試樣抗拉強度均＞1100MPa，其中當固溶溫度為840℃、時效溫度為540℃時，抗拉強度最高，達到1226MPa，為了更好衡量材料的綜合性能，常用強塑積（抗拉強度與延伸率的乘積）的大小表達，其中當固溶溫度為820℃、時效溫度為540℃時，強塑積最高，達到21834MPa·%，說明在此工藝下材料達到強度與塑性最好的組合。延伸率隨著時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"在時效過程中析出彌散的α相和β相，從而同時提高了材料的抗拉強度和屈服強度，這也是時效處理的本質所在，隨著時效溫度的增加，析出的彌散質點開始聚集，從而降低了彌散強化作用，使得時效強化作用減弱。

同時發(fā)現(xiàn)，在相同時效溫度下，固溶溫度越高，時效后材料的強度也越高，這是因為固溶溫度越高，時效后產生的強化相越多，從而提高了強度。

由于固溶處理后抗拉強度提高不大，而塑性高，研制鎖緊螺母時，在固溶態(tài)下進行收口：一方面，可以避免在收口過程由于大變形產生裂紋，而且所需要的收口力??；另一方面，隨后的時效處理由于溫度低，不會使產品產生變形，從而避免了在時效處理后所產生的收口問題。

圖5 不同時效溫度下力學性能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，內部位錯產生堆積，在變形大的區(qū)域產生許多顯微空洞，由于塑性好，這些空洞不斷長大、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，這與力學結果相一致。

固溶+時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，此斷口屬于準解理斷口，此種斷口塑性較差。

結束語

（1）TC16在750℃退火后的組織為等軸α+β，抗拉強度870MPa，屈服強度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，抗拉強度變化不大，約為920MPa，比退火態(tài)抗拉強度高50MPa；屈服強度和延伸率隨著固溶溫度的提高而增大，屈服強度較退火時下降較多，僅為370～430MPa，此時屈強比較低，約為0.40～0.47。

（3）固溶+時效處理后的組織為初生α+α+β，在相同的固溶溫度下，隨著時效溫度的升高，抗拉強度、屈服強度降低，延伸率先降低后升高，當固溶溫度為840℃、時效溫度為540℃處理后，最高抗拉強度達到1226MPa，當固溶溫度為820℃、時效溫度為540℃處理后，最高強塑積為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+時效后的斷口纖維區(qū)為準解理斷裂，塑性差。

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