不同热处理工艺对Ti-62222s钛合金棒材组织和性能的影响

2022-11-23雷文光叶红川

重型机械 2022年5期

雷文光，岳旭，叶红川

(新疆湘润新材料科技有限公司，新疆哈密 839100)

0 前言

Ti-62222s合金是由美国RMI公司于20世纪70年代研制的一种航空用两相钛合金，Ti-62222s合金由Ti-6242s合金发展而来，名义成分为Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Cr-2Mo-0.15Si[1]。由于该合金的β稳定元素含量较高，其室温抗拉强度(σb≥1 035 MPa)远高于普通TC4合金，而断裂韧性(K1c≥77 MPa·m1/2)又与低间隙TC4ELI合金相当，因此具有良好的强度、塑性和韧性的匹配，较高的淬透性和优异的加工成形性能[2-9]，被广泛应用于美国战斗机结构件中。据称在美国的F-22先进战斗机所用材料中，钛合金用量达4 t，其中Ti-62222s合金单机用量就达600 kg左右[10]。由于Ti-62222s合金优异的综合力学性能，我国也开展了相关研究工作，包括合金板材试制[11]、铸造及热等静压工艺[12]、合金元素含量[13]、热加工工艺[14]和热处理工艺[14-15]对合金组织性能的影响。

1 实验

实验材料为经三次真空自耗电弧熔炼制备的φ610 mm Ti-62222s钛合金铸锭，在β区开坯锻造后，并在两相区经两火轧制加工成直径22 mm的棒材。合金的化学成分见表1，用金相法测得合金的相变点为965～970 ℃。

表1 Ti-62222s合金的化学成分(质量分数，%)

Ti-62222s棒材的原始组织如图1所示，为均匀细小的等轴组织，有部分细条状α相。

图1 Ti-62222s合金原始显微组织

采用箱式马弗炉(控温精度为±5℃)，分别对Ti-62222s钛合金进行不同制度的热处理(见表2)，然后在岛津电子万能力学试验机上进行室温力学性能测试。用蔡司光学显微镜观察合金的显微组织，金相腐蚀剂配比为HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7。

表2 Ti-62222s合金热处理制度

2 结果与讨论

2.1 不同热处理制度对Ti-6222s合金显微组织的影响

2.1.1 两相区退火对合金显微组织的影响

图2为Ti-62222s合金在两相区经过不同退火处理后的显微组织，对比图2a～图2d可见，随着退火温度从720 ℃逐渐升高至800 ℃，组织未发生明显变化，为典型的双态组织，与原始组织相比，初生α相含量有所减少，尺寸变化不大；从图2d～图2f可见，随着退火温度的进一步提高，初生α相含量变化不大，尺寸略有增加，β相含量增多，在冷却过程中，β转变组织中析出的次生片层状α相长大增粗，边界逐渐清晰。

图2 Ti-62222s合金在两相区不同退火制度下的显微组织

2.1.2 两相区固溶+时效对合金显微组织的影响

图3为Ti-62222s钛合金在两相区经不同温度固溶+时效处理后的显微组织，为典型的双态组织，由初生等轴α相+β转变组织组成。Ti-62222s合金经两相区固溶获得马氏体α″和亚稳β相，随后在时效过程中，马氏体α″和亚稳β相都发生分解，转变成细小弥散的α相和β相。对比图3a～图3d可见，随着固溶温度的提高，初生α相含量不断减少，初生α相含量由880 ℃固溶时的60%左右降低到950 ℃固溶时的10%左右，β转变组织中分布的混乱交织的针状次生α相含量逐渐增多变粗，边界越发清晰；对比图3c、图3e和图3f可见，时效温度对初生α相含量及尺寸影响不大但会引起次生α相尺寸的变化，随着时效温度的升高，次生α相尺寸逐渐增大。

图3 Ti-62222s合金在两相区不同固溶+时效温度下的显微组织

2.2 不同热处理制度对Ti-62222s合金力学性能的影响

2.2.1 退火温度对Ti-62222s合金力学性能的影响

表3给出了Ti-62222s钛合金轧态及在不同热处理制度下的力学性能数据。

表3 Ti-62222s钛合金锻态及不同热处理制度下的室温力学性能

Ti-62222s合金在不同退火温度下的室温力学性能如图4所示，与轧态性能相比，随着退火温度的升高，强度先降低后增加，而延伸率增加后趋于一致，在800 ℃退火时出现拐点，主要是由于随着退火温度的升高，发生再结晶，α相聚集长大，消除轧制过程中产生的内应力，导致强度下降塑性增加，而当退火温度从800 ℃进一步升高时，开始发生固溶反应，部分α相转变成β相，β相含量逐渐增加，在冷却过程中，β相转变成次生片层α相，导致强度增加。此外，从表3中的力学性能数据可以看出，合金经普通退火后处理后的硬度普遍要低于轧态的硬度，且随着退火温度的升高，和强度呈现出同样的变化规律，硬度先降低后增加。

图4 退火温度对Ti-62222s合金力学性能的影响

2.2.2 固溶温度对Ti-62222s合金力学性能的影响

Ti-62222s合金在不同固溶温度下的室温力学性能曲线如图5所示，可以看出在两相区固溶处理时，随着固溶温度的增加，合金的抗拉强度和屈服强度逐渐下降，而延伸率和断面收缩率先增加后略有下降。主要是由固溶温度的升高导致初生α相含量减少，β转变组织含量增加所引起的[17]。当固溶温度较低时，β相含量少，β稳定元素浓度相对较高，导致时效过程析出的次生α相细小弥散；随着固溶温度的升高，β相含量增多，β稳定元素浓度降低，时效过程析出的次生α相片层厚度增大，从而导致强度下降塑性增加。而当固溶温度进一步升高至950 ℃时，由于初生的等轴α相含量只有10%，进而又引起塑性的下降。

图5 固溶温度对Ti-62222s合金力学性能的影响

2.2.3 时效温度对Ti-62222s合金力学性能的影响

Ti-62222s合金在不同时效温度下的室温力学性能曲线如图6所示，在固溶温度相同的情况下，随着时效温度的增加，抗拉强度略有减小，屈强比有所增加，而延伸率和断面收缩率逐渐下降。主要是由于当时效温度较低时，析出的次生α相含量较多，呈细小弥散的针状，随着时效温度的增加，针状α相有较大的驱动力通过扩散发生相界迁移，成为尺寸较大的片状α相，从而导致强化效果下降。此外，从表3中的力学性能数据也可以看出，合金经固溶时效后的硬度比普通退火态的明显提高，HRC基本在40～42之间。

综上考虑，选择880 ℃,1h AC+540 ℃,8h AC热处理制度可以实现Ti-62222s合金强度、塑性和硬度的最优化匹配，从而获得高强-高硬-高塑优良的综合力学性能。