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退火温度对Ti6246钛合金组织与拉伸性能的影响

2022-12-09顾忠明乔恩利王双礼田鹏飞

四川冶金 2022年5期
关键词:韧窝钛合金断口

顾忠明,张 起,乔恩利,王双礼,田鹏飞

(新疆湘润新材料科技有限公司,新疆 哈密 839000)

钛及钛合金具有比强度高、耐高温、无磁性、生物兼容性好等众多优异特性,因此在军工、化学、医学、航空等领域有着大量的应用[1-2]。Ti6246钛合金的名义成分为Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo,该合金是一种β稳定元素含量较高的两相钛合金,使得该合金具有较高的强度,使用领域十分广泛[3-4]。

由于Ti6246钛合金的具有十分高的热敏感性,目前对该合金热处理的研究也较多,雷锦文等人[5]研究了不同固溶温度对Ti6246钛合金组织与性能的影响,结果表明:当固溶温度位于860~900 ℃区间内,组织中初生以及次生α相的含量与尺寸均随着温度升高变化较小,此时呈现出典型的等轴组织,合金拉伸性能无明显变化,而蠕变性能增加明显。当固溶温度超过915 ℃,组织中次生α相含量增加明显,而初生α相含量降低明显,此时组织呈现出双态组织特征,合金拉伸强度降低,塑性升高,而蠕变性能进一步增加。

王国强等人[6]研究了热处理工艺对Ti6246钛合金组织与力学性能的影响,结果表明:合金经固溶处理后,组织中发生β→α″转变,同时会产生少量的亚稳β相,经时效处理后,亚稳β相会分解为大量细小次生α相,经固溶处理后,拉伸过程中会发生“双屈服”,第一屈服点会随温度升高而升高。

虽然目前对Ti6246钛合金的研究较多,但实际工业生产中,热处理仍是目前最常见的工艺之一,而目前对该合金热处理的研究以固溶时效为主,对其他热处理工艺研究较少,故本文选择不同的退火温度对Ti6246钛合金进行加热处理,随后研究不同退火温度对Ti6246钛合金组织与拉伸性能的关系,为该合金的实际生产作出相应参考。

1 试验材料与方法

试验用Ti6246钛合金为直径150 mm的棒材,棒材经熔炼、锻造、机加、探伤等工艺制成,采用ICP测试棒材的具体化学成分为:6.21 % Al、2.2 % Sn、4.1 % Zr、6.1 % Mo、0.12 % O、Ti余量。使用金相法测得合金的相转变温度为970 ℃,图1为Ti6246钛合金的原始金相组织,由图1可知,合金的原始金相组织为典型的双态组织,该组织由两部分构成,分别为初生α相和β转变组织,初生α相形貌以等轴状为主,并有少量长条状α相,而β转变组织由次生α相以及残余β相构成,次生α相形貌为细针状,残余β相位于次生α相之间。

图1 Ti6246钛合金原始金相组织

将Ti6246钛合金棒材进行切割加工,随后对切割后合金进行退火处理,根据合金相转变温度,分别选取两相区与单相区温度进行加热,具体退火处理制度为:(930 ℃、950 ℃、970 ℃、990 ℃)×2 h/AC,其中AC表示室温冷却。随后在退火处理后的试样上进行取样工作,分别取拉伸试样与金相试样,为保证试验结果的一直性,拉伸试样取样方向均为棒材纵向。其中,合金加热用电阻炉的精度等级为2级,使用Axiomatic型光学显微镜观察合金的金相组织,使用Instron电子万能试验机进行室温拉伸试验测试,拉伸的断口微观形貌使用ZIESS扫描电子显微镜观察并拍照。

2 试验结果与分析

2.1 金相组织

图2为经不同退火温度处理后的Ti6246钛合金棒材的金相组织,由图2可知,与原始金相组织相比较,合金经退火处理后,组织变化较大,当退火温度930 ℃时,组织中初生α相含量明显减少,随着退火温度升高至950 ℃时,其含量进一步降低,在退火温度为970 ℃时,此时为相变点温度,组织中初生α相含量大幅度降低,并出现粗大的β晶粒,在退火温度为990 ℃时,组织中初生α相完全消失,β晶粒尺寸明显长大,并有大量细小的次生α相分布在晶粒中。

当退火温度为两相区时,合金在加热过程中,发生α→β相的转变,随着加热温度的升高,越来越多的α相将转化为β相,但因为加热温度为两相区,组织中有部分的α相并未发生转变,故此时组织由少量α相与β相构成。在加热后冷却过程中,通常情况下,组织中会发生β→α、β→α′、β→α″三种转换,当冷却速率较快,且组织中β稳定元素含量较高时,会发生β→α″,当β稳定元素含量较低时,会发生β→α′,而试验的热处理条件为空冷,其冷却速率较慢,故发生β→α的转变[7],故此时组织中的α相由两部分构成,分别为加热过程中未溶解的初生α相以及冷却过程中析出的次生α相。当退火温度为单相区时,此时组织中α相完全转变为β相,在冷却过程中,组织中析出大量次生α相,故此时组织中只存在次生α相,由此可知,随着退火温度的升高,合金的金相组织由双态组织逐渐转变为细片层的β转变组织。

2.2 拉伸性能

图3为经不同退火温度处理后的Ti6246钛合金的拉伸性能,可以发现,随着退火温度的不断增加,合金的抗拉强度(Rm)与屈服强度(Rp0.2)随之不断增加,而其断后延伸率(A)与断面收缩率(Z)呈现出与强度相反的趋势,其随着退火温度的升高而逐渐减小,同时可以发现,在退火温度为970 ℃时,其塑性降低幅度较大。经对比,当退火温度为为990 ℃时,合金的强度达到最大值,其中其中抗拉强度(Rm)为1399 MPa、屈服强度(Rp0.2)为1228 MPa,当退火温度为930 ℃时,合金塑性值最大,其断后延伸率(A)为9 %,断面收缩率(Z)为20 %。

图3 经不同退火温度处理后的拉伸性能

在退火温度不断升高的过程中,组织中的初生α相含量不断降低,因为组织中初生α相的形貌以等轴状为主,有文献指出[8],等轴状的α相中包含较多的滑移系,其可协调性较好,导致在塑性变形过程中,可开动的滑移系较多,当退火温度较低时,此时组织中等轴α相的含量较多,拉伸时的塑性变形可以快速的分散至其他的晶粒中,会降低晶粒中位错产生的密集开动,进而发生应力集中现象,使得拉伸试样过早断裂。因此当退火温度为930 ℃时,因为此时温度较低,少量α相转化为β相,组织中包含大量的等轴α相,在发生塑性变形时,起到较大的协调性,会产生较大的塑性变形,故此时合金的强度较低而塑性较高。当退火温度升至950 ℃时,组织中等轴α相含量减小,同时析出的次生α相含量增加,在塑性变形过程中,在次生α相内产生较多位错,从而增加滑移时产生的位错塞积,故合金的强度增加而塑性降低[9]。在退火温度为970 ℃时,此时合金达到相转变温度,组织中的等轴α相含量下降明显,且组织中出现粗大的β晶粒,故导致合金的塑性值大幅度降低,当退火温度为990 ℃时,组织中仅有粗大β晶粒以及大量细小的次生α相,导致合金塑性进一步降低,但降低幅度较小。

2.3 拉伸断口形貌

图4为经不同退火温度处理后的拉伸断口形貌,在退火温度为930 ℃与950 ℃时,拉伸断口形貌主要由大量韧窝组成(图4a、图4b),断口形貌中韧窝的数量与尺寸能体现合金拉伸性能的好坏,韧窝的数量越多且尺寸越大,则合金的塑性性能越好,当韧窝的数量较少且尺寸越小时,则合金的塑性越差。当拉伸试样在进行拉伸试验的过程中,较快的应变速率会导致组织中的位错产生应力集中,同时,组织中的微孔会开始形核,在拉伸不断进行过程中,位错在运动时产生的排斥力会逐渐降低并有少量的位错进入微孔中,重新激活位错源,随着拉伸过程中会不断有位错产生,导致位错会不断进入微孔中,促使微孔开始生长,最后大量微孔聚集在拉伸断口处并留下痕迹,形成韧窝[10]。

a:930 ℃ b.950 ℃

当退火温度为970 ℃时,发现断口形貌以岩石状形貌为主,并有少量的韧窝覆盖在表面,且断口形貌起伏明显,出现明显的撕裂棱,这是因为此时接近相变点温度,组织中的等轴状初生α相大量减小,形成粗大β晶粒,此形貌符合温度位于相变点温度,由韧性断裂向脆性断裂转变的特点。当固溶温度为990 ℃时,可以发现此时的断口形貌具有明显的解离台阶,具有粗大的岩石形貌,只有十分少量的韧窝,说明此时合金为明显的脆性断裂,合金塑性较差,这是因为此时温度位于单相区,组织中初生α相完全消失,粗大的β晶粒在发生塑性变形时,其协调形较差,空洞容易在β晶界处形成并扩展,导致合金塑性大幅度降低[11]。

3 结论

(1)合金经不同退火温度处理后,随着退火温度的逐渐升高,初生α相含量不断减少,当退火温度高于相转变温度后,组织中的初生α相全部消失,并析出大量次生α相。

(2)随着退火温度的不断升高,合金强度不断升高,而塑形不断降低,当退火温度达到990 ℃时,合金强度最大,其中抗拉强度为1399 MPa、屈服强度为1228 MPa,当退火温度为930 ℃时,合金塑性性能最好,断后延伸率为9 %,断面收缩率为20%。

(3)当退温度位于两相区时,断口形貌以韧窝为主,随着退火温度升高,韧窝数量减小,当退火温度位于单相区时,断口形貌以岩石状形貌为主。

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