固溶温度对Ti150合金棒材组织及力学性能的影响

2019-07-05张雪敏陈秉刚何书林王青江王小翔王永强

钛工业进展 2019年3期

张雪敏, 陈秉刚, 李巍, 何书林, 王青江, 王小翔, 王永强

(1.宝鸡钛业股份有限公司，陕西宝鸡 721014)(2.中国科学院金属研究所，辽宁沈阳 110015) (3.宝钛集团有限公司，陕西宝鸡 721014)

0 引言

钛合金具有低密度、高比强度、耐腐蚀、耐高温等优点，被称为“太空金属”, 并作为一种新型结构材料被广泛用于航空航天领域。随着航空工业的飞速发展，飞行器飞行速度的不断提高，航程不断增大，对钛合金使用性能及工作温度的要求越来越高[1]。为满足新型飞机的设计要求，世界各国竞相研制工作温度达600 ℃及以上的高温钛合金。近α型Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金是近年来高温钛合金的研究热点[2]。在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系合金基础上添加β稳定元素Nb，可以起到多元强化效果，同时Nb元素还可以提高合金的抗氧化性和抗腐蚀性能。目前，投入使用的高温钛合金有英国的IMI834合金、美国的Ti-1100合金和俄罗斯的BT18Y合金等。我国自主研发的高温钛合金有Ti-55、Ti60、Ti600等[3-5]。

众所周知，材料的成分、微观组织结构决定其综合性能。当合金成分一定，热加工工艺确定后，通过热处理可以改善合金的综合力学性能和加工性能，从而满足加工和使用要求。因此，在钛合金加工中，热处理工艺是一道必不可少的工序。目前，国内外对高温钛合金的研究不仅有合金的制备、热加工成形工艺及高温塑性变形对组织和力学性能的影响等，在高温钛合金热处理方面的研究也有不少报道。Madsen等[6]研究了时效处理对Ti-1100 合金室温及高温拉伸性能及疲劳性能的影响，表明时效处理可以使合金的室温和高温屈服强度升高而塑性降低。Kumar 等[7]研究了时效处理对 IMI834钛合金低周疲劳性能的影响，发现时效处理会严重降低 IMI834钛合金的低周疲劳性能。贾蔚菊等[8]研究了时效时间对Ti60合金的组织及性能的影响，研究表明随着时效时间的延长，合金强度变化不大，而塑性却明显下降。

在IMI834钛合金基础上，宝钛集团和中国科学院金属所联合研制了大规格Ti150合金棒材，其使用温度达到600 ℃。本研究对φ230 mm Ti150合金棒材进行不同温度的固溶时效处理，研究固溶温度对其显微组织及力学性能的影响，以期为该合金热处理工艺参数的制定提供参考。

1 实验

实验所用材料为经过3次真空自耗电弧炉熔炼的φ700 mm Ti150合金铸锭，其名义成分为Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Nb-0.5Mo-0.35Si。经金相法测得该合金相变点为1 040 ℃。铸锭经β相区开坯锻造，在α+β相区终锻制得φ230 mm大规格棒材。在Ti150合金棒材上切取厚度为20 mm的样片，放置在箱式电阻炉内进固溶时效处理。以该合金的相变点为参考，确定其固溶温度分别为990、1 000、1 010、1 020、1 030 ℃，保温2 h后采用油冷方式冷却(OQ)。固溶后进行700 ℃×2 h/AC时效处理。

试样经固溶时效处理后，按照国标加工成标准拉伸试样和蠕变试样，采用 CMT-5105电子万能材料试验机和RDW30100电子持久蠕变机进行性能检测。每种热处理制度下获得的室温及高温(600 ℃)拉伸性能数据均为3个拉伸试样测试值的平均值，蠕变性能为2个蠕变试样测试值的平均值。利用Axiovert 200MAT 光学显微镜和定量金相方法分析Ti150合金棒材在不同热处理制度下的组织形貌及初生α相含量。

2 结果与分析

2.1 固溶温度对显微组织的影响

图1为Ti150合金棒材在不同固溶温度下经固溶时效处理后的金相显微组织。由图1可以看出，经990 ℃固溶+700 ℃时效处理后，Ti150合金棒材的组织与锻态组织基本类似，均为等轴组织，在β转变组织上分布着大量的初生α相，含量约占70%。随着固溶温度的升高，合金的显微组织形貌及初生α相含量发生明显变化。当固溶温度达到1 000 ℃时，组织过渡到双态组织，初生α相含量降为40%，在β转变组织基体上，分布着互不相连的等轴初生α相以及针状或片层状次生α相，初生α相尺寸约为30～40 μm。次生α相是由过饱和固溶体分解而形成，次生α相优先在β晶界处析出，其次从晶粒内部缺陷处析出。次生α相呈针状或片层状是其择优生长的结果。在垂直密排面方向上，原子间距大，不易于扩散，生长速率较慢；在平行密排面方向上，生长则较快，所以在二维照片上观察呈现针状或者片层状[7-8]。随着固溶温度的升高，发生α→β转变，初生等轴α相含量不断降低，针状次生α相析出逐渐增多，且初生α相尺寸逐渐减小。当固溶温度达到1 010 ℃时，初生α相含量降低到30%，尺寸缩小至约20～25 μm。当固溶温度升高到1 020 ℃时，片层状次生α相厚度增加(图1e)，且有明显长大趋势；当固溶温度接近相变点温度时，等轴初生α相含量极低(图1f)，由此说明等轴初生α相含量在相变点附近对温度较为敏感，次生α相长而平直，且长度近乎为1 020 ℃固溶处理的1.5倍。固溶温度越高，原子扩散速率越快，β相内的元素分布越均匀，在冷却过程中，发生β→α转变，沿晶界富集的α相稳定元素促进β相向α相转变。固溶温度升高，不仅增加了元素的固溶度，便于均匀形核，而且增大了β相和α相的自由能差，相变驱动力增大，从而促进了次生α相优先在晶界析出，其次在晶内析出，因而晶粒尺寸逐渐长大[9-10]。

2.2 固溶温度对力学性能的影响

Ti150合金棒材通过不同温度固溶处理后，其室温和高温拉伸性能变化如图2所示。由图2可知，随着固溶温度由990 ℃升高到1 030 ℃，合金的室温强度、高温强度变化明显。在990 ℃固溶+时效后，室温强度和高温强度均最低，但其塑性较好，这与其组织特点相匹配。在室温下，位错起主要强化作用，固溶温度低，提供的相变驱动力小，析出的次生α相含量少，其强化作用弱；且固溶温度越低，等轴初生α相含量越多，晶粒尺寸越细小，越有利于不同晶粒内的滑移系开动，弥散分布的α相协调变形，因此其塑性好。当固溶温度达到1 000 ℃时，其室温、高温强度均达到最高，室温抗拉强度和屈服强度分别为1 077、957 MPa；其高温抗拉强度达702 MPa，屈服强度为555 MPa。随着固溶温度由1 000 ℃升高到1 020 ℃，合金的室温强度略有降低，断后伸长率提高。当固溶温度达到1 030 ℃，强度和塑性骤降，断后伸长率降低至8.3%，断面收缩率为14.5%。由于固溶温度为1 030 ℃时，接近相变点，等轴初生α相含量极少，次生α相长大，晶界α相粗化，使得该处应力集中，容易萌发裂纹，造成断裂，合金强度和塑性较低。大尺寸初生α相改善塑性，小尺寸针状次生α相改善强度，一定数量的初生α相和针状次生α相相互配合，使合金的强塑性达到最佳匹配。

图1 锻态及经不同固溶温度处理后Ti150合金棒材的显微组织Fig.1 Microstructures of Ti150 alloy bar at forged state and after solution aging treatment at different solution temperatures： (a)as forged； (b)990 ℃； (c)1 000 ℃； (d)1 010 ℃； (e)1 020 ℃； (f)1 030 ℃

图2 Ti150合金棒材的室温及高温力学性能随固溶温度的变化Fig.2 Mechanical properties various with the solution temperatures of Ti150 alloy bar：(a)room temperature properties； (b)high temperature properties

随着固溶温度由990 ℃升高到1 020 ℃时，Ti150合金棒材高温强度呈现先升高后降低再升高的趋势，并在1 020 ℃时强塑性达到最佳匹配。这是由于随着固溶温度的升高，初生α相含量降低，次生α相增多且厚度尺寸增大，而次生α相尺寸增大有利于提升高温拉伸强度[9-10]。

2.3 固溶温度对蠕变性能的影响

图3为Ti150合金棒材在600 ℃，加载应力分别为150、160 MPa，保载时间100 h条件下的蠕变塑性伸长率随固溶温度的变化曲线。由图3可以看出，随着固溶温度的升高，Ti150合金棒材的蠕变塑性伸长率降低，抗蠕变性能提高，这与其显微组织变化密切相关。研究发现[11]，合金的抗蠕变行为主要是由晶界的滑动以及晶内位错的滑移和攀移2部分组成。材料的抗蠕变性能与组织中等轴α相和片层α相的相对含量有关，片层α相比等轴α相具有更好的蠕变抗力。由前面的分析可知，Ti150合金棒材在两相区固溶时效处理后发生由等轴组织向双态组织转变的过程，随着固溶温度的升高，初生等轴α相减少，次生针状或片层状α相增多，且次生α相长大，不利于晶界滑动，因此其抗蠕变性能提高。当固溶温度为1 020 ℃时，次生α相长而平直，且片层厚度增加，其中个别次生α相的取向平行于载荷方向，会有部分晶界承受较高的剪切应力，因此其蠕变性能好。当固溶温度由1 020 ℃升高到1 030 ℃，其抗蠕变性能仍在升高，但变化不大，蠕变塑性伸长率仅相差0.01%。