热处理对Ti-3Al-5Mo-4Cr-2Zr-1Fe合金组织与力学性能的影响研究

2022-07-15王立亚郑友平

钛工业进展 2022年3期

王立亚，郑友平，杨柳

(1.成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司，四川成都 610300)(2.钒钛资源综合利用国家重点实验室，四川攀枝花 617000)

钛合金质轻、比强度高、韧性好、耐海水侵蚀性好，是优质的轻型结构材料，在航空航天、海洋工程、医疗等诸多领域有着广泛的应用[1-5]。随着国际形势发展以及国家海洋强国战略的实施，海洋工程用钛合金的研究开发愈加重要，对高强韧钛合金的需求越来越紧迫[6]。近β钛合金经过固溶时效处理后，强度高、韧性好，是航空及海洋工程的重要候选材料之一[7]。针对深海环境对钛合金的服役要求，攀钢集团和南京工业大学共同研制出一种适用于深海领域的新型高强高韧耐腐蚀近β钛合金，其名义成分为Ti-3Al-5Mo-4Cr-2Zr-1Fe(以下简称Ti-35421)。Ti35421合金是在BT19钛合金的基础上，通过使用1%(质量分数，下同)低价的Fe元素替代BT19钛合金中5%昂贵的V元素，从而大大降低了合金的成本。

国内外学者对不同牌号近β钛合金的熔炼、锻造、轧制、热处理及组织性能等开展了大量研究工作[8-12]。研究发现，热处理对近β钛合金组织和性能的影响很大[13]，通过优化热处理工艺可以提高近β钛合金的综合力学性能。已有学者对Ti-35421合金的低周疲劳性能及热加工过程中的相变机制等进行了研究[14-16]，但尚未见到关于该合金热处理工艺及组织性能的研究。通过分析Ti-35421合金固溶时效后的微观组织演变规律及微观组织对力学性能的影响规律，对其热处理工艺进行了进一步优化，以期为实际生产及应用提供理论依据。

1 实验

实验材料为锻态Ti-35421合金棒材，其规格为φ350 mm×500 mm，化学成分(质量分数，%)为：Cr 3.96、Mo 4.95、Al 3.01、Zr 2.08、Fe 1.01、C 0.03、H 0.002、N 0.003、O 0.084，其余为Ti。金相法测得合金相变点为807 ℃。Ti-35421合金棒材锻态原始组织为网篮组织，由交错分布的板条状初生α相及β基体组成，如图1所示。

图1 Ti-35421合金棒材的原始组织Fig.1 Original microstructure of Ti-35421 alloy bar

从锻态Ti-35421合金棒材上取样，经机械加工制备成15 mm×15 mm×85 mm的拉伸坯料、8 mm×12 mm×60 mm的冲击坯料和φ20 mm×10 mm的金相坯料，然后按照表1所示工艺方案进行固溶时效热处理。将热处理后的坯料加工成φ5 mm×80 mm的棒状拉伸试样、7.5 mm×10 mm×55 mm的冲击试样(U型开口)及φ10 mm×8 mm的金相试样。金相试样经砂纸打磨、机械抛光后，在HF+HNO3+H2O(体积比为1∶2∶50)腐蚀液中浸蚀2 s，采用ZEISS光学显微镜和JSM-7900F热场发射扫描电子显微镜(SEM)进行显微组织观察。按照GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》在CMT5305电子万能试验机上进行室温拉伸试验，测定抗拉强度(Rm)、屈服强度(Rp0.2)、伸长率(A)及断面收缩率(Z)。按照GB/T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》在JBGDS-300冲击试验机上进行室温冲击试验，测定冲击吸收功KU2。

表1 Ti-35421合金的固溶时效热处理制度Table 1 Solution aging treatment processes of Ti-35421 alloy

2 结果与分析

2.1 显微组织

2.1.1 固溶温度及固溶时间对显微组织的影响

图2为Ti-35421合金在不同固溶温度下保温1 h空冷后的金相照片。当固溶温度为725 ℃时，初生α相(αp)以板条状的形式从β基体中析出并交错分布，呈网篮组织(图2a)；随着固溶温度的升高，初生α相逐渐变短变粗(图2b)；当固溶温度为775 ℃时，初生α相变为短棒状，并且有短棒状的晶界α相析出(图2c)；当固溶温度为800 ℃时，由于固溶温度已接近相变点，初生α相基本溶解，从β晶粒内部和晶界附近同时析出极少量的短棒状α相，从β晶粒内部的亚晶界处弥散析出颗粒状α相(图2d)。综上所述，Ti-35421合金在低于相变点温度固溶处理时，随着固溶温度的升高，板条状初生α相变短变粗并且逐渐溶解，初生α相体积分数减少，β相体积分数增加。

图2 经不同温度固溶后Ti-35421合金的金相照片Fig.2 Metallographs of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

图3为Ti-35421合金在775 ℃固溶，保温时间分别为1、3、6 h的金相照片。从图3可以看出，当固溶时间从1 h延长到3 h时，β基体中析出的初生α板条逐渐变长、体积分数变小；当固溶时间从3 h延长到6 h时，初生α板条形状没有发生显著改变。由此可知，当固溶处理达到一定时间后，Ti-35421合金的显微组织对固溶时间不再敏感。

图3 Ti-35421合金在775 ℃固溶处理不同时间后的金相照片Fig.3 Metallographs of Ti-35421 alloy solution treated at 775 ℃ for different time: (a) 1 h； (b) 3 h； (c) 6 h

2.1.2 固溶温度及时效温度对显微组织的影响

图4为Ti-35421合金经不同温度固溶后,再经540 ℃时效后的SEM照片。从图4可以看出，当固溶温度为725 ℃时，固溶析出的尺寸较大的板条状初生α相和时效析出的细针状次生α相(αs)均匀分布在β基体中(图4a)；随着固溶温度的增加，板条状初生α相变短变粗，体积分数变小，次生α相体积分数增加(图4b)；当固溶温度为775 ℃时，初生α相呈短棒状(4c)；当固溶温度升高至800 ℃时，由于固溶温度已接近相变点，此时固溶处理后初生α相体积分数急剧减少，β相体积分数增加，导致固溶后亚稳β组织中β稳定元素含量减少，β相稳定性下降，时效过程中次生α相析出驱动力增加，次生α相更容易长大，所以此时次生α相尺寸大于其他温度固溶时效后的次生α相尺寸(图4d)。

图4 Ti-35421合金经不同温度固溶1 h+540 ℃时效后的SEM照片Fig.4 SEM microstructures of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures for 1 h and aged at 540 ℃: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

图5为Ti-35421合金经775 ℃固溶后，再经不同温度时效后的SEM照片。从图5可以看出，合金时效后的组织由β基体+板条状初生α相+针状次生α相组成。固溶处理后得到的亚稳β相在时效过程中分解为细针状次生α相，随着时效温度的升高，次生α相间距变大，并逐渐变短、变粗。时效温度较低时，因过冷度较大，形核驱动力大，次生α相更容易形核，但是扩散比较困难，次生α相不易长大，最终形成细小弥散的次生α相(图5a)。随着时效温度的升高，因过冷度小，次生α相形核比较困难，但更高的温度提供了更大的长大驱动力，使得次生α相的体积分数降低，尺寸变大(图5b～5d)。

图5 Ti-35421合金经775 ℃固溶1 h+不同温度时效后的SEM照片Fig.5 SEM microstructures of Ti-35421 alloy after solution treated at 775 ℃ for 1 h and aged at different temperatures: (a) 520 ℃； (b) 540 ℃； (c) 560 ℃； (d) 580 ℃

2.2 力学性能

2.2.1 固溶温度对力学性能的影响

表2为Ti-35421合金经不同固溶时效热处理后的冲击吸收功。图6为Ti-35421合金经不同温度固溶处理，再经540 ℃时效后的拉伸性能。从表2和图6可以看出，时效温度相同时，随着固溶温度的升高，Ti-35421合金的抗拉强度和屈服强度逐渐增加，延伸率、断面收缩率和冲击吸收功逐渐下降。这是由于在725 ℃/1 h/AC+540 ℃/16 h/AC热处理工艺下，显微组织为板条状初生α相+细针状次生α相+β基体(图4a)，其强度稍低，塑韧性较高；在800 ℃/1 h/AC+540 ℃/16 h/AC热处理工艺下，显微组织为细针状次生α相+β基体(图4d)，合金具有较高的强度和较差的塑韧性。高强韧β钛合金主要是通过时效过程中亚稳β相分解成弥散细小的次生α相，依靠大量α/β相界面对位错运动的阻碍作用提高合金的强度。另一方面，由于次生α相本身要比β基体硬，位错不能直接以切过的形式通过次生α相，晶体继续变形时就需要额外的变形应力，这就使得合金的强度增加[17]。由图4可知，随着固溶温度的升高，初生α相逐渐变短变粗，体积分数逐渐减小，次生α相体积分数逐渐增加。固溶温度为725 ℃时，初生α相含量最高，所以此时合金的塑韧性最高、强度最低；固溶温度为800 ℃时，初生α相全部消失，β相全部转换为次生α相，此时合金的强度最高，塑韧性最低。

表2 Ti-35421合金经不同固溶时效热处理后的冲击吸收功

图6 Ti-35421合金经不同温度固溶+540 ℃时效后的拉伸性能Fig.6 Tensile properties of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures and aged at 540 ℃

2.2.2 时效温度对力学性能的影响

图7为Ti-35421合金经775 ℃固溶，再经不同温度时效后的拉伸性能。从表2和图7可以看出，随着时效温度的升高，Ti-35421合金的抗拉强度和屈服强度逐渐减小，而延伸率、断面收缩率和冲击吸收功逐渐增加。这是由于随着时效温度的升高，长条状次生α相变短变粗，间距增大(图5)，导致滑移间距变大，因而强度减小，塑性增大。另外，随着时效温度的升高，次生α相体积分数减少，强化作用减弱，合金强度降低。根据Orowan强化机制，在有效强化尺寸范围内，析出相的尺寸越小，强化效果越明显，也就是说时效温度越低，合金的强度越高[18]。综合考虑，热处理工艺宜选为775 ℃/1 h/AC+560 ℃/16 h/AC，在此工艺条件下Ti-35421合金的抗拉强度为1125 MPa，屈服强度为1024 MPa，延伸率为5.5%，冲击吸收功为36.3 J，具有良好的强塑韧性匹配。

图7 Ti-35421合金经775 ℃固溶+不同温度时效后的拉伸性能Fig.7 Tensile properties of Ti-35421 alloy after solution treated at 775 ℃ and aged at different temperatures

2.3 断口形貌

图8为Ti-35421合金经不同温度固溶处理，再经540 ℃时效后的拉伸断口SEM照片。当固溶温度为725 ℃时，拉伸断口高低起伏，表面存在由大量小韧窝包围着的大韧窝，韧窝大且深，为典型的韧性断裂(图8a)。经750 ℃固溶处理后，拉伸断口分布着大小均匀的等轴韧窝(图8b)，为韧性断裂。经775 ℃固溶处理后，拉伸断口表面存在大量小而浅的等轴韧窝，同时存在微孔(图8c)，呈准解理断裂特征。经800 ℃固溶处理后，拉伸断口表面较平整，韧窝极少并且有空洞形成(图8d)，呈现以河流花样为特征的解理断裂。由于α相可作为微孔成核的核心源，通过微孔成核、长大与聚合的方式形成裂纹。随着固溶温度的升高，初生α相体积分数逐渐减少，拉伸断口表面韧窝数量减少，韧窝变小变浅，逐渐出现微孔和空洞，塑性逐渐降低，这与室温拉伸性能测试结果一致。

图8 Ti-35421合金经不同温度固溶1 h+540 ℃时效后的拉伸断口SEM照片Fig.8 SEM photographs of tensile fracture of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures for 1 h and aged at 540 ℃: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

图9为Ti-35421合金经775 ℃固溶1 h后再经不同温度时效后的拉伸断口SEM照片。从图9a可以看出，经520 ℃时效后拉伸断口韧窝极少，同时存在空洞和二次裂纹，呈解理断裂的特征。结合显微组织(图5a)可知，当时效温度较低时，析出的次生α相细小，裂纹尖端发射出的位错切过次生α相，使变形局部化，裂纹尖端的塑性变形区大幅度减小，因而断口上观察不到明显的塑性变形痕迹(如韧窝或撕裂棱等)。经540 ℃时效后，拉伸断口韧窝呈等轴状均匀分布，小而浅(图9b)，为准解理断裂。此时因为次生α相略有增大(图5b)，断口出现了比较浅的韧窝。经560 ℃时效后，拉伸断口表面存在少量大且深的韧窝，同时存在微孔(图9c)，为韧性断裂。这是由于次生α相增大(图5c)，裂纹尖端发射出的位错与次生α相的相互作用发生改变，以切过次生α相为主转变为在次生α相与基体界面之间形成微孔，这些微孔聚合导致韧性断裂。经580 ℃时效后，次生α相进一步变宽变大，断口仍存在少量大且深的韧窝，微孔和空洞消失(图9d)，为韧性断裂。综上所述，随着时效温度的升高，拉伸断口韧窝逐渐变大变深，微孔和空洞逐渐消失，Ti-35421合金塑性增加，这与室温拉伸性能测试结果一致。

图9 Ti-35421合金经775 ℃固溶1 h+不同温度时效后的拉伸断口SEM照片Fig.9 SEM photographs of tensile fracture of Ti-35421 alloy after solution treated at 775 ℃ for 1 h and aged at different temperatures: (a) 520 ℃； (b) 540 ℃； (c) 560 ℃； (d) 580 ℃