双重退火对ZTC18铸造钛合金组织及性能的影响

赵红霞，沙爱学，王庆如，魏战雷

（1. 中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2. 北京市先进钛合金精密成型工程技术研究中心，北京 100095）

由于铸造钛合金密度低，比强度高，采用精确凝固成形方法可以实现各种复杂构件的近净成形，不仅成本低，而且材料利用率高，因此被广泛应用于航空、航天工业[1—3]。随着航空、航天工业的发展，为了获得更高的减重效益和更低的制造成本，新型飞机、航天器等装备对铸造钛合金的强度要求越来越高，我国现有的铸造钛合金主要是中低强度合金如 ZTA7、ZTC4、ZTA15等，强度级别在 900 MPa左右[4—7]，不能满足重要承力构件的高强度要求，因此针对高强度铸造钛合金在欧美及我国逐渐开始研究，其中TC18钛合金采用铸造成型的铸件因其良好的强度塑性比，引起广泛关注。

ZTC18是α-β型铸造钛合金，合金化的程度较高，名义成分为 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。该合金具有较高的强度和韧性，并且具有较好的塑性，退火后强度远高于ZTC4合金，能够达到1050 MPa以上，是退火状态下强度最高的铸造钛合金[8—10]。钛合金铸件不能通过热变形的方法改善微观组织，因此相对于变形钛合金TC18，ZTC18合金凝固时晶体生长速率大于晶核生长速率，晶体为枝晶状生长过程，因此铸件的微观组织为粗大的片层组织，使其性能低于TC18合金，特别是塑性和疲劳性能[11—15]，而热处理就成为改善合金的组织性能的主要途径。文中通过研究双重退火时ZTCl8合金的微观组织和力学性能变化规律，探索该合金组织优化方法，为该合金的应用奠定良好基础。

1 试验材料和方法

实验采用的 TC18（名义成分：Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe），钛合金拉伸试棒的模组采用陶瓷型壳熔模精密铸造的方法，在真空自耗电极电弧凝壳炉浇铸，实验用铸锭采用真空自耗凝壳炉熔炼的二次锭，铸件热等静压工艺为：热等静压后进行热处理实验，在Instron-4507万能实验机上测定拉伸性能，采用 1 mm/min的拉伸速率测试；在leica DWLM型光学显微镜和 JSM-5800型扫描电镜上进行组织观察；在JEOLJSM-5600LV型扫描电子显微镜上进行拉伸试样断口形貌观察。HIP工艺参数为(920±10) , ℃℃(135±15) min/110～140 MPa, FC→300 , AC。

表1 双重退火制度Tab.1 Dual-annealing process

2 试验结果及讨论

2.1 显微组织

热等静压和第 2级退火温度为 570, 590, 610,630 ℃试样晶粒大小和形态见图1，可以看出，合金经过双重热处理组织变得更加均匀，而不同双重退火工艺对晶粒尺寸影响不大。570 ℃和590 ℃温度下二次退火晶界基本相同，610 ℃温度下二次退火晶界略微变宽，但差别也不显著。

图1 热等静压及双重热处理后晶粒组织对比Fig.1 Microstructures of grain size after HIP and dual-annealing

热等静压及双重退火后晶内微观组织见图2，可见，试样晶界交错分布的粗针状、棒状和不规则颗粒状初生α相，局部区域棒状和不规则颗粒状初生α相较多，对比热等静压后及第 2级退火温度为 570,590, 610, 630 ℃条件下各试样的组织细节特征差异，结果见图1。可见，第2级退火温度为570 ℃时，晶粒内部初生α相主要为长针状和棒状，少量次生α相弥散分布。第 2级退火温度为 590 ℃时，初生α相形态和尺寸变化不大，但是次生α相逐渐长大，细小次生α相减少。第2级退火温度为610 ℃时，次生α相长大，使得α相数量明显增加，尺寸增大，并且多为短棒状。第2级退火温度为630 ℃时，α相尺寸明显增大，多为短棒状和等轴颗粒状，晶内可以观察到少量次生α相。

图2 热等静压及双重退火后的晶内组织Fig.2 Microstructures in grain after HIP and dual-annealing

2.2 双重退火温度对力学性能的影响

不同双重退火温度和冷却方式下σ0.2,σb,δ5,ψ的曲线见图3。可见，在第1级退火温度均为750 ℃条件下，无论在第2次退火采用炉冷还是空冷，试样屈服强度σ0.2和抗拉强度σb均随第2次退火温度的升高而降低，550, 570, 590, 610 ℃条件下屈服强度σ0.2分别为1215.33, 1124.67, 1073.6, 1049 MPa，抗拉强度σb分别为1266.33, 1177.67, 1099.6, 1101.33 MPa。并且，在第1级退火采用850 ℃/2 h，FC→750 ℃/2 h，AC的双重热处理工艺强度变化按照第 2级退火温度归类也符合以上规律，第2级退火温度升高到630 ℃时，试样抗拉强度σ0.2和屈服强度σb也随着第2次退火温度的升高逐渐降低，分别为1024.25和1047.5 MPa。

合金伸长率δ5和断面收缩率ψ的变化规律与强度的变化相反，除第1次退火采用850 ℃/2 h，FC→750 ℃ /2 h，AC的方式下（第2次退火温度为630 ℃）的伸长率δ5略低于610 ℃外，其余均随第2次退火温度的升高而增加，伸长率δ5在550, 570, 590,610, 630 ℃条件下分别为2.93%, 4.97%, 10.88%, 12%,11.03%，断面收缩率ψ分别为4.37%, 8.33%, 15.04%,15.33%, 16.63%。

图3 不同双重退火温度和冷却方式下σ0.2与σb、δ5与 ψ 比较Fig.3 Comparison of σ0.2, σb, δ5 and ψ of different dual-annealing temperature and cooling types

结合显微组织分析，ZTC18合金低温时效对初生α相没有影响，而次生α相的数量、形貌、分布发生变化。第2次退火温度较低时，次生α相细小弥散分布，而且呈针状，位错不容易绕过α相，并且也使两相界面增多，增强了第二相强化效应，提高了合金的强度。当第 2次退火温度升高时次生α相长大，从平行的长条状生长到粗大的棒状时，弥散分布的针状次生α相减少，两相界面的面积随之减少，第二相强化效果随之减弱，导致铸件的强度下降，而塑性则明显增加。

由数据还可看出，采用双重退火制度，对于试样强度和塑性影响最大的是第2次退火温度，第2次退火的冷却方式影响较小。

图4 HIP状态与不同双重退火温度下σ0.2和σb比较Fig.4 Comparison of σ0.2 and σb, after HIP and of different dual-annealing temperature

图5 HIP状态与不同双重退火温度下δ5和ψ比较Fig.5 Comparison of δ5 and ψ after HIP and of different dual-annealing temperature

双重退火与 HIP状态室温拉伸数据对比见图 4和图5。由图4可知，HIP状态下试样强度（屈服强度σ0.2和抗拉强度σb分别为 1026.25和1090 MPa）略高于二级退火温度为630 ℃的试样，HIP状态下试件伸长率δ5和断面收缩率ψ（分别为6.43%和10.55%）明显低于二级退火温度为630, 610, 590 ℃的试样，高于二级退火温度为570和550 ℃的试样，见图5。由对比数据可以看出，通过双重退火能够根据设计需求调整强度塑性比，而综合分析来看，在二级退火温度为 610和 590 ℃的试样（空冷或炉冷）的强度和塑性综合匹配性较好。

2.3 双重退火拉伸断裂特征

热等静压试样拉伸断口低倍形貌见图 6a，其断裂特征主要为沿晶形貌（放大形貌见图6b），局部区域存在穿晶形貌特征，晶面显现出细而浅的韧窝，见图 6d，合金发生穿晶断裂的区域中，韧窝大且深，见图6e。

图6 热等静压状态的拉伸断裂特征Fig.6 Tensile fractographies of under HIP heat treatment condition

铸件经双重退火后，拉伸断口的低倍形貌见图7a，可知，经过双重退火后试样断口呈现沿晶与穿晶混合断裂的形貌，见图 7b，其中，更为明显的是沿晶断裂。由图 7c可以看到晶面的浅而细小韧窝，图7d中显示，在发生穿晶断裂的区域中，韧窝呈现深且大的形貌。

铸件在HIP状态下的断裂形貌为沿晶断裂，当铸件经过双重退火后，断口形貌呈现穿晶断裂为主，由此可见合金经过双重热处理后，随着断裂方式的变化，塑性得到了改善。

3 结论

1) 铸造 TC18合金经热等静压处理后进行双重退火处理，不同的双重退火温度下，晶粒尺寸无明显变化。

2) 次生α数量相随第2级退火温度升高逐渐增加，且次生α相由细小针状到逐渐长大。由于α相数量由少到多并明显粗化，使合金的强度随第2级退火温度升高而降低，塑性则呈增加趋势。

3) 通过双重热处理可以达到调整合金强度塑性比的目的，对比HIP后的室温拉伸数据，在二级退火温度为610和590 ℃的试样（空冷或炉冷）的强度和塑性综合匹配性较好，抗拉强度σb能够达到 1100 MPa，伸长率δ5大于11%。

4) 通过对TC18合金附铸试样在热等静压、等温退火和双重退火下拉伸断口的观察和分析，该合金在各种热处理状态下断裂特征是以沿晶断裂为主，伴有少量穿晶断裂，而且断裂韧窝较浅。

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