固溶温度对Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al钛合金组织性能的影响

魏衍广， 陶海明， 罗 峥， 崔雪飞

(北京有色金属研究总院 粉末冶金及特种材料研究所，北京100088)

Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金是作为星箭连接机构左右连杆而研制的新型材料，是拥有自主知识产权的近β 高强高韧钛合金，国家牌号为TB10，Kβ=1.10，Mo 当量为13.76［1］。该合金中β 稳定元素总含量在临界浓度附近，使得合金兼有α +β 和亚稳定β 型钛合金的性能特征，它具有比强度高，断裂韧度好，淬透性高，热加工工艺性能和机加工性能优异，加工温度以及变形抗力较低等一系列优点，是理想的结构材料［2～6］。

断口分析，是指通过对材料断口的观察，分析其形貌组成，研究材料的断裂方式及力学性能。通过断口分析，可判定材料断裂性质、裂纹源位置、裂纹源扩展方向及性能评估。目前，对断口的分析，多集中在疲劳断口或焊接断口方面［7～9］，而且多是对TC4 合金或TB6 合金的断口进行研究［10～13］，对拉伸断口的研究较少，如朱宝辉等对TC1 钛合金的棒材的拉伸性能及断口形貌进行了研究［14］，吴崇周对TA16 合金的室温拉伸组织与断口进行了分析［15］，黄利军等研究了Ti-1023 合金的拉伸断口，认为高强度Ti-1023 合金的断裂模式为沿晶断裂，低强度Ti-1023 合金的断裂模式以韧性断裂为主沿晶断裂为辅的断裂［16］，而对高强高韧Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al合金，目前未见有报道对其拉伸断口进行分析。

本研究通过对固溶时效后的Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10mm 棒材拉伸断口和显微组织进行分析，研究该合金断口形貌与显微组织特征，研究固溶时效制度对断口形貌与显微组织及其力学性能的影响规律。

1 实验

实验所用的原料选用高品位海绵钛、MoAl，VAl等中间合金，压制电极后，通过三次熔炼成尺寸为φ380mm 铸锭，成分如表1 所示，在1000 ～1100℃之间开坯锻造成φ170mm 棒材，下料后打磨掉氧化皮，在900 ～1000℃之间锻造成φ48mm 棒材，然后再下料、打磨掉氧化皮，在850 ～950℃之间轧制成φ10mm 棒材。

棒材的固溶温度分别为750℃，780℃，810℃，840℃，保温时间为30min，在水中冷却，时效温度为520℃，保温时间为8h，在空气中冷却。断口形貌与显微组织的观察在CAMBRIDGE-2 型扫描电镜上进行，力学性能的测试在AG-50KNE 试验机上进行(GB/T228—2002)，拉伸标准试样如图1 所示，Al，Cr，V，Mo 元素测定采用电感耦合等离子体发射光谱仪(ICP-AES)，Fe 元素测定采用光度法(GB/T4698—1996)，C 元素测定采用高频燃烧-红外法(ASTME1941—2004)，H 元素测定采用惰气脉冲红外法(ASTME1447—2005)，O 和N 元素测定采用惰气脉冲红外热导法(ASTME1409-2005)。通过金相水淬法，测得该铸锭的相变点为815℃。

图1 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10mm 棒材拉伸试样Fig.1 Tensile test sample of φ10mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy (a)drawing sheet;(b)tensile specimen

表1 合金铸锭化学成分(质量分数/%)Table1 Chemical composition of ingot (mass fraction/%)

2 结果与讨论

2.1 断口形貌

图2 为T 固溶时效后的拉伸断口形貌。由图2a，b 可知，当固溶温度为750℃与780℃、时效温度为520℃时，裂纹源于试样表面缩颈处，由外向内扩展，中间部位为纤维区，近圆形，粗糙不平，周围边缘为剪切唇区，起伏较大。当固溶温度为810℃、时效温度为520℃时，裂纹源于试样加工螺纹处，由外向内扩展，断口比较平整，纤维区已经消失，断口由较浅的小韧窝组成，属于准解理断裂。当固溶温度为840℃、时效温度为520℃时，裂纹源于试样加工螺纹处，断口粗糙，分布着硬质颗粒，颗粒的小晶面棱角清晰，属于典型的沿晶断裂。

图2 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10/mm 棒材的断口形貌Fig.2 Fracture morphology of φ10/mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy(a)750℃/30min+ 520℃/8h;(b)780℃/30min+ 520℃/8h;(c)810℃/30min+ 520℃/8h;(d)840℃/30min+ 520℃/8h

图3 为上述断口中心部位放大1000 倍的形貌。当固溶温度为750℃，780℃时，韧窝形貌差别不大，都是由不规则形状的撕裂韧窝组成，这些韧窝大小不同、形状各异、位向不一。当固溶温度为810℃时，断口内出现明显的大韧窝，尺寸约为30μm。当固溶温度为840℃时，断口由许多沿晶断裂的晶面及晶面之间的小韧窝组成，此时，材料的断裂属于脆性沿晶断裂。

2.2 显微组织与力学性能

图3 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10/mm 棒材中心部位的断口形貌Fig.3 Fracture morphology in the central part of φ10/mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy(a)750℃/30min+ 520℃/8h;(b)780℃/30min+ 520℃/8h;(c)810℃/30min+ 520℃/8h;(d)840℃/30min+ 520℃/8h

图4 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10mm 的SEMFig.4 SEM of φ10mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy(a)750℃/30min+ 520℃/8h;(b)780℃/30min+ 520℃/8h;(c)810℃/30min+ 520℃/8h;(d)840℃/30min+ 520℃/8h

图4 为试样显微组织的扫描照片。当固溶温度为750℃，时效为520℃时，α 相呈现针状与孔状，细小弥散分布，在放大2000倍的照片上，难以找到明显的α 晶界，α 相约占40%，平均尺寸不到1μm。当固溶温度为780℃，时效为520℃时，α 相数量减少，约占30%，α 相形态变化不大，仍是针状与孔状，晶内α 相与晶界α 相的区别仍不明显。当固溶温度为810℃，时效为520℃时，α 相形态有较大变化，多为孔形，针状α 相很少，α 晶界呈现多边形化，α 相约占8%。当固溶温度为840℃，时效为520℃时，由于在相变点以上固溶，材料重新形核长大，β晶粒为规则的多边形，尺寸较大，约在100μm 左右，因此，放大2000 倍的扫描照片，只能观察到一个晶粒，而采用放大500 倍的照片，能观察多个β 晶粒的形貌与尺寸，如图4d 所示，时效后，β 晶粒内没有发现α 相析出。

表2 为固溶时效后的力学性能。由表2 可知，随着固溶温度升高，材料的抗拉强度与屈服强度升高，塑性下降。当固溶温度由750℃升至780℃时，材料的塑性变化不大，强度略微升高，当固溶温度为810℃时，材料的塑性急剧降低，强度快速升高，当固溶温度为840℃时，材料强度在1500MPa 以上，塑性极低，断后伸长率为2%，断面收缩率为5%。

表2 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10/mm 棒材力学性能Table 2 Mechanical properties of φ10/mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al of titanium alloy

2.3 讨论

通过对图2、3 与表2 的分析，当固溶温度为750℃、780℃，时效温度为520℃时，断口的纤维区为不规则形状的撕裂韧窝组成，韧窝的撕裂棱是由于塑性变形而产生的，表明材料塑性较好。当固溶温度为810℃，时效温度为520℃，断口平整，纤维区消失，韧窝较浅，断裂方式为准解理断裂，此时材料的塑性下降。当固溶温度为840℃，时效温度为520℃，断口平整，断口上分布着棱角清晰的小晶面，此时材料的强度更高，塑性更低，断裂为典型的脆性沿晶断裂。

显微组织能够影响材料的力学性能:α 相多，材料的塑性高，强度低;α 相少，材料的塑性低，强度高。通过对图4 与表2 的分析，当固溶温度为750℃，780℃时，时效温度为520℃，α 相细小弥散分布，比例在30%以上，材料的塑性较高，强度相对略低。当固溶温度为810℃，时效温度为520℃，α 相显著减少，材料的强度迅速升高，塑性下降较大。当固溶温度为840℃，时效温度为520℃，显微组织中没有发现α 相析出，强度更高，塑性极低。

当材料在相变点以上固溶时，初生α 相回溶，随着固溶温度的升高，回溶的α 相越多，初生α 相减少，当固溶后的材料在520℃保温8h 时，有次生α相析出，然而，在图4a，b，c 中，初生α 相和次生α相难以分辨清楚。当固溶温度在相变点以上时，如840℃，材料重新形核并长大，在520℃保温8h 时，在图4d 中没有发现次生α 相，只有尺寸在100/μm左右的β 晶粒。比较图2、图3 与表2，可知，初生α相属于能够塑性变形的相，而次生α 相属于硬质点，强化相，不能塑性变形，因此，图2 中的撕裂韧窝棱是初生α 相，韧窝是包含次生α 相的β 晶粒。在相变点以下固溶，随着温度的升高，回溶的α 相越多，初生α 相减少，在时效时析出的次生α 相就越多，同时，由于空位、位错等缺陷的消失，β 晶粒缓慢长大，因此，随着固溶温度的升高，韧窝增大，强度升高，塑性下降，尤其当固溶温度为810℃时，时效后的材料断口平整，韧窝浅且大，强度较高，塑性较差。在相变点以上固溶，晶粒重新形核长大，没有了撕裂韧窝，只有棱角清晰的小晶面组成的硬质颗粒，这些颗粒是次生α 相聚集长大而成的，材料的强度更高，塑性更低。

3 结论

(1)Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10mm 棒材在固溶温度为750℃与780℃，时效温度为520℃时，裂纹源于试样表面，纤维区近圆形，由撕裂性韧窝组成，为典型的韧性断裂。当固溶温度为810℃、时效温度为520℃时，裂纹源于试样加工螺纹处，断口比较平整，纤维区已经消失，断裂方式为准解理断裂。当固溶温度为840℃、时效温度为520℃时，断口出现棱角清晰的小晶面颗粒，为典型的沿晶脆性断裂;

(2)Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 钛合金φ10mm 棒材在固溶温度为750℃与780℃，时效温度为520℃时，α相呈现针状与孔状，细小弥散分布，难以分辨初生α相和次生α 相，α 相分别约占40%与30%，材料塑性好，强度高。当固溶温度为810℃，时效温度为520℃时，晶界呈现多边形化，α 相多为孔形，约占8%，材料塑性降低，强度升高。当固溶温度为840℃，时效温度为520℃时，材料重新形核长大，β晶粒为规则的多边形，没有发现α 相析出，材料塑性更低，强度在1500/MPa 以上。

(3)断口形貌中的撕裂棱为初生α 相，能够塑性变形，提高材料的塑性，断口形貌中的韧窝为包含次生α 相的β 晶粒，这些次生α 相属于硬质点，不能塑性变形，提高材料的强度。

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