水冷+去应力退火对Ti31合金冲击性能的影响

李 维，康 聪，侯智敏，李进元

（西部钛业有限责任公司，陕西 西安 710201）

Ti31（Ti-Al-Mo-Zr-Ni）合金是西北有色金属研究院设计开发的一种中强近α型钛合金，与同等强度的钛合金相比，具有明显高的塑韧性、中温热强性、高温持久性以及良好的耐蚀性与可焊性[1，2]。然而Ni元素在钛合金中属于快共析元素，在冷却过程中会析出Ti2Ni硬脆相，显著降低材料的力学性能，尤其是材料的冲击性能[3，4]。针对大规格Ti31锻件，由于其心部冷速较低，往往会在晶界上析出大量连续的Ti2Ni相，使得材料的冲击性能明显下降。本文通过采用水冷+低温去应力的退火方式，采用不同的固溶温度、去应力退火温度、去应力退火时间，研究分析了水冷+低温去应力退火对Ti31合金冲击性能的影响，并进一步对于φ400mm235mm锻件进行了实验验证。

1 试验材料与方法

实验用材料为西部钛业有限责任公司生产的Ti31锻件，该合金经VAR三次熔炼，并通过多火次墩拔成型，其实测成分为Ti-2.90Al-1.06Mo-0.54Ni-1.68Zr，相变点为935℃～940℃。选择对该批次锻件进行不同制度的热处理，热处理参数详见表1。随后对其分别进行室温冲击测试以及SEM分析，其中室温冲击按照HB 5144-1996《金属室温冲击试验方法》进行，其中每种热处理制度取三组试样测试，采用V型缺口；SEM分析采用JSM-6460型号钨灯丝扫描电镜。

表1 Ti31合金的热处理方案

890 1 WQ 450 6 AC 890 1 WQ 600 4 AC 910 1 WQ 450 4 AC 910 1 WQ 600 4 AC

2 试验结果及讨论

2.1 温度对Ti31合金冲击性能的影响

图1给出了不同的固溶温度以及去应力退火温度对Ti31合金冲击吸收功的影响。从图1可以看出，在该种热处理路线下，固溶温度对于合金的冲击性能几乎没有影响，而去应力退火对冲击吸收功的影响很大。当去应力退火温度由450℃升至600℃时，合金的冲击吸收功降低了约有20J。这是由于当退火温度超过550℃后，Ti31合金内部的晶界析出物开始明显增加，尺寸也逐步增加，最终成为连续状态[4]。这种在晶界处形成的Ti2Ni硬脆相会显著降低冲击失效过程中的裂纹萌生能，并进而损害到冲击性能。

图1 固溶和去应力退火温度对Ti31合金冲击吸收功的影响

2.2 去应力退火时间对Ti31合金冲击性能的影响

图2给出了不同的去应力退火时间对Ti31合金冲击吸收功的影响。从图2可以看出，去应力退火时间对于Ti31合金的冲击性能影响较小。说明在450℃长时间保温，Ti2Ni并不会发生聚集长大现象。这是由于Ti2Ni相的形成属于共析反应，需要元素的扩散。而在低温条件下，元素扩散的驱动力受到抑制，Ti2Ni相难以进一步长大。

图2 去应力退火时间对Ti31合金冲击吸收功的影响

2.3 对大规格Ti31锻件的实验验证

对规格为φ400mm235mm的Ti31锻件采用890℃1h/WQ+450℃4h/AC热处理，其边部与心部的冲击吸收功如表2所示，表2也给出了相同规格锻件经普通退火后的冲击吸收功。从表2可以看出，经过水冷+低温去应力退火后的合金冲击性能远远高于普通退火态，并且心部冲击性能略低于边部。

表2 Ti31合金的冲击吸收功

图3 Ti31合金退火态组织

图4 大锻件Ti31合金退火态EDS分析

图3给出了Ti31合金经水冷+低温去应力退火之后边部、心部以及普通退火态的SEM照片。从图3可以看出，经水冷+低温去应力退火后，边部组织晶粒要远远小于普通退火态，而心部组织要略微大于普通退火态。从冲击吸收功的对比来看，说明此时晶粒大小并不是影响冲击性能的决定因素。

图4给出了退火态组织的EDS分析，其晶界Ni含量分别为：2.56wt%、5.05wt、8.42wt%。从EDS分析结果来看，大锻件普通退火态组织晶界处Ni含量最高，远远高于宏观成分0.54wt%，对应着最低的冲击吸收功，说明晶界处高的富Ni区是导致冲击吸收功降低的主要因素。

3 结论

（1）水冷+低温处理时，固溶温度对Ti31合金冲击性能影响不明显；而随着去应力退火温度的升高，合金的冲击吸收功显著降低。

（2）水冷+低温去应力退火的热处理方式有利于改善大规格Ti31合金的冲击性能。