韓偉松，李永林，沈立華，黃旭剛，李建鋒，李守平，李小飛

（1.寧夏中色金航鈦業(yè)有限公司，寧夏 石嘴山 753000；2.西北稀有金屬材料研究院寧夏有限公司稀有金屬特種材料國家重點實驗室，寧夏 石嘴山 753000）

鈦及鈦合金因具有高比強度、耐腐蝕、易焊接和良好的抗裂紋擴展能力等[1]。BT3-1是蘇聯(lián)研制的是一種高強馬氏體α+β雙相鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si。主要應用于安東諾夫大飛機的發(fā)動機上，是應用成熟的熱強性鈦合金，同時該合金室溫強度較高且加工性能優(yōu)良[2]。與Ti-64相比，BT3-1鈦合金利用鉬、鐵元素代替較高成本的釩元素作為β穩(wěn)定元素，使其強度與TC4相當?shù)那闆r下，伸長率略高。BT3-1作為一種可熱處理強化的雙相鈦合金，不同的熱處理產(chǎn)生不同的組織結(jié)構(gòu)，也就決定了最終成品棒材的力學性能和工藝性能。因客戶對不同使用工況的棒材產(chǎn)品提出了不同的性能指標，因此需要針對客戶的不同要求確定最適宜的熱處理制度，才能確保BT3-1棒材的性能滿足客戶要求。因此，本文研究了BT3-1鈦合金棒材的不同熱處理制度對顯微組織、力學性能的影響，探索不同熱處理制度對合金組織結(jié)構(gòu)的影響機理，從而指導生產(chǎn)，確定出適用于不同工況需求的最佳熱處理制度。

1 室驗材料及工藝

（1）材料準備。實驗所用的主要原輔材料有海綿鈦和中間合金，中間合金采用鋁鉬二元合金，高純鋁豆，純鐵釘，二氧化二鈦和金屬鉻粉。原輔材料經(jīng)混布料系統(tǒng)混均后，在6000t油壓機上壓制成塊狀電極，塊狀電極經(jīng)過組焊后制備成自耗電極，最后經(jīng)過ALD 3t真空自耗電弧爐內(nèi)三次熔煉后制備得到Φ600mm的BT3-1鈦合金鑄錠。鑄錠經(jīng)過相變點以上開坯β鍛造和兩相區(qū)鍛造共計6火次的鍛造后，再經(jīng)過徑鍛后得到φ46mm的BT3-1鈦合金棒材。

（2）試驗方法。在BT3-1鈦合金φ46mm成品棒材上切取120mm長的試棒作為力性試樣，切取20mm長的試棒作為顯微組織試樣，經(jīng)4種不同熱處理后完成熱處理試驗內(nèi)容。試驗內(nèi)容主要是測試不同熱處理制度下的顯微組織、室溫拉伸性能。本實驗熱處理設備采用具有2級精度的箱式電阻爐，溫度誤差在±5℃之內(nèi)，采用Leica MM-6金相顯微鏡觀察材料的顯微組織，采用INSTRON 4505萬能試驗機測定拉伸性能。4種不同的熱處理實驗方案見表1。

表1 熱處理實驗方案

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 不同熱處理制度下BT3-1棒材顯微組織的變化

由圖1可明顯發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過4種不同熱處理后BT3-1鈦合金棒材的顯微組織均為等軸組織，主要由初生α相+β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，由于4種熱處理的加熱制度、保溫時間、冷卻方式不同，從圖中可以觀察到等軸組織的形態(tài)、初生α相和β相的含量、尺寸等具有較大的差異。如圖1（a）所示，BT3-1鈦合金棒材經(jīng)過850℃/1h空冷后，初生α相大多數(shù)發(fā)生了較大的扭曲和拉長，只有少部分保持了等軸，同時在β轉(zhuǎn)變組織中析出了一些細小的球狀次生α相。BT3-1鈦合金棒材在α+β兩相區(qū)的上部經(jīng)過930℃/1h空冷，550℃/4h空冷后初生α相數(shù)量明顯減少，大約30%左右，大多呈現(xiàn)出等軸態(tài)，只有少部呈現(xiàn)長條狀，β轉(zhuǎn)變組織出現(xiàn)了大量的針狀次生α相，具體如圖1（b）所示。如圖1（c）所示，BT3-1鈦合金棒材經(jīng)過870℃/1h爐冷，650℃/4h空冷后后初生α相數(shù)量顯著增加，整個顯微組織為等軸α+晶間β。BT3-1鈦合金棒材在α+β兩相區(qū)的下部經(jīng)過850℃/1h水冷，550℃/4h空冷的固溶時效處理后，整個組織為片狀初生α相和β轉(zhuǎn)，在β轉(zhuǎn)基體上析出了大量細小的針狀次生α相，呈現(xiàn)出交叉排列的特征，具體如圖1（d）所示。

通過對比4種不同熱處理實驗的顯微組織，發(fā)現(xiàn)：BT3-1鈦合金棒材經(jīng)普通退火熱處理后，其組織主要是扭曲變形的長條α相和少量的等軸α相+β轉(zhuǎn)。在BT3-1合金兩相區(qū)上部的930℃進行一，最終經(jīng)雙重退火后的顯微組織表現(xiàn)為少量等軸的初生α相和大量的β相，以及析出的α針。雙重退火相比較普通退火，初生α相的數(shù)量要少的多如圖1（a）（b）。由于爐冷過程中冷卻速度慢，在高溫停留時間長，多型性轉(zhuǎn)變進行的充分，所有的α相均變得粗大，由于α相傾向于在原α相界面生核、長大，顯微組織均為等軸α相和少量的扭曲片狀α，且初生α相數(shù)量很大，以致在顯微組織上看不到轉(zhuǎn)變了的β相形態(tài)，僅看到等軸初生α相之間的次生α相如圖1（c）。水冷固溶時從高溫固定下來的亞穩(wěn)定β相數(shù)量較多，在隨后的時效過程中亞穩(wěn)定β相分解出少量細小的次生α相，分布在β晶粒內(nèi)部[3，4]如圖 1（d）。

2.2 不同熱處理制度下BT3-1棒材力學性能的變化

由表2可以看出：BT3-1鈦合金棒材分別經(jīng)過以上4種不同熱處理后，材料拉伸性能存在較大的差異，經(jīng)普通退火后該材料的綜合性能較好，且普通退火操作方便經(jīng)濟，所以推薦采用。經(jīng)雙重退火熱處理后，該材料的抗拉強度和屈服強度提高了80MPa左右，但塑性基本保持不變。經(jīng)等溫退火熱處理后該材料的強度最低而塑性最高，延伸率可以達到23.5%，但與雙重退火相比較其抗拉強度和屈服強度約下降了120MPa和60MPa，所以對于塑性及沖擊韌性要求較高的產(chǎn)品可以選擇等溫退火。經(jīng)固溶時效熱處理后該材料強度最高、而塑性最低，抗拉強度和屈服強度分別為1400MPa和1200MPa左右，但塑性最差為9%。

表2 不同熱處理制度后的力學性能

影響棒材力學性能的主要因素有成分配比和組織形態(tài)，且對組織形態(tài)最敏感的指標是塑性，特別是斷面收縮率，片狀組織與等軸組織相比較，斷面收縮率的下降可達到70%～80%，伸長率下降為40%～50%，而抗拉強度的變化不超過10%～20%[5]。普通退火和等溫退火后的組織中等軸α體積百分比較大，增強了抗裂紋萌生的能力，而經(jīng)過雙重退火和固溶時效處理后的組織中片狀組織體積百分比較大，提高了抵抗裂紋擴展的能力，從而提高材料的強度。雙重退火和等溫退火獲得的材料塑性相差不大，但抗拉強度卻相差9%左右，這主要是由于初生α相和細小的針狀次生α相彌散分布，造成較高的抵抗裂紋擴展的能力。說明熱處理溫度和冷卻方式對BT3-1鈦合金材料的強度、塑性影響比較明顯。

綜上可以看出：BT3-1合金材料經(jīng)850℃普通退火處理后可以保證材料強塑匹配好，且其操作簡便；經(jīng)過930℃保溫1h后空冷然后550℃保溫4h后空冷的雙重退火熱處理后可以得到好的強度和塑性綜合性能；經(jīng)過870℃保溫1h爐冷至650℃保溫4后空冷的等溫熱處理，材料塑性可達到23%；經(jīng)固溶時效熱處理后的材料可以保證較高強度。

3 結(jié)論

（1）經(jīng)4種不同熱處理溫度和冷卻方式的熱處理后，BT3-1合金棒材的微觀組織形態(tài)、各相的含量及尺寸發(fā)生了較大的變化，但其組織均為等軸組織，主要由初生α相+β相構(gòu)成。

（2）BT3-1合金棒材采用普通退火后綜合性能好，操作簡便的特點；經(jīng)過850℃/1h水冷+550℃/4h空冷固溶時效處理后材料的強度最高，抗拉強度和屈服強度分別達到了1400MPa和1200MPa；經(jīng)過870℃/1h爐冷+650℃/4h空冷等溫退火處理后材料的塑性最好，延伸率為23.5%。