王曉晨， 郭鴻鎮(zhèn)， 王 濤， 王彥偉， 高艷華， 姚澤坤， 趙張龍

(1.西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院，西安 710072;2.河南電力試驗(yàn)研究院能源研究三所，鄭州 450052)

兩相鈦合金的機(jī)械性能與它的顯微組織有關(guān)聯(lián)，而顯微組織的形貌與熱處理制度有密切關(guān)系，適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚳烧{(diào)節(jié)固態(tài)相變過程并獲得所希望的顯微組織，從而改善合金的力學(xué)和工藝性能。TC21鈦合金是我國(guó)具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb-Si系兩相鈦合金，該合金在強(qiáng)度、斷裂韌性、裂紋擴(kuò)展抗力、熱穩(wěn)定性的綜合匹配方面與美國(guó)的Ti-62222S合金相當(dāng)甚至更好，適于制造大型框、梁等主承力結(jié)構(gòu)件［1～3］。

本工作通過對(duì)在單相區(qū)內(nèi)等溫變形的TC21鈦合金鍛件進(jìn)行不同的熱處理，研究TC21鈦合金等溫鍛件組織及性能的變化規(guī)律，得到較佳的熱處理工藝參數(shù)，為該合金等溫鍛件熱處理工藝的確定提供理論和試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為φ300mm規(guī)格的TC21熱軋棒材，化學(xué)成分為:Ti-6Al-2Sn-2Zr-3Mo-1Cr-2Nb-0.1Si，采用淬火金相法測(cè)得的β轉(zhuǎn)變溫度為955℃。原材料顯微組織如圖1所示，為典型的兩相組織，由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，初生α相分布均勻，β轉(zhuǎn)變組織中交織分布著次生α相。

1.2 試驗(yàn)方法

本次試驗(yàn)所用的試樣采用鉬絲線切割棒材獲得，尺寸:60mm×24mm×20mm，加熱制度均為:965℃ ×16min。

等溫變形溫度:965℃，試樣在高度(20mm)方向上進(jìn)行40%等溫壓縮變形并按表1所示熱處理制度進(jìn)行熱處理試驗(yàn)。

圖1 TC21鈦合金棒材顯微組織Fig.1 Microstructure of TC21 Ti-alloy bar

等溫鍛造試驗(yàn)在6300kN四柱液壓機(jī)上以5.5×10－4s－1的應(yīng)變速率完成，該設(shè)備配備自制電阻加熱裝置，試件加熱和熱處理用SX2-4-13型箱式電阻爐。

鍛件經(jīng)熱處理后切取室溫拉伸試樣，在ENST-1196拉伸機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，并用OLYMPUS-PMG 3型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織并照相，腐蝕劑∶HF∶HNO3∶H2O=1 ∶3 ∶7。

表1 試驗(yàn)合金等溫鍛造和熱處理試驗(yàn)方案Table 1 The forging and heat treatment of the experiment alloy

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱處理制度對(duì)顯微組織的影響

2.1.1 形變熱處理對(duì)顯微組織的影響

形變熱處理(Process No.1:965℃，40%等溫變形，WC+590℃/4h，AC)后鍛件的顯微組織如圖2所示。

在β單相區(qū)內(nèi)進(jìn)行等溫變形的鈦合金鍛件，粗大的β原始晶粒僅被壓扁、拉長(zhǎng)，原始β晶界未被有效破斷，析出連續(xù)條塊狀α相，同時(shí)由于鍛后水冷并直接時(shí)效，水淬后的亞穩(wěn)β相來不及通過擴(kuò)散相變轉(zhuǎn)變成平衡的α相組織，只有通過體心立方的β相作集體有規(guī)律的近程遷移，發(fā)生切變相變，形成六方結(jié)構(gòu)的過飽和固溶體，即馬氏體相，在隨后的590℃/4h低溫時(shí)效處理中，發(fā)生α，→α+β相變。

對(duì)大尺寸條塊狀α相的產(chǎn)生，綜合本次試驗(yàn)結(jié)果及相關(guān)研究［5～7］，可歸因于:終鍛溫度或者開始淬火溫度進(jìn)入兩相區(qū)，原始晶界及附近已經(jīng)開始析出α片(按一定慣習(xí)面位向)。

同時(shí)，合金中各元素的不均勻擴(kuò)散-內(nèi)吸附引起的成分偏析，加上高溫變形條件下，應(yīng)力集中的晶界處α相再結(jié)晶球化并集聚長(zhǎng)大。在合金組織中，晶界處原子排列極不規(guī)則，能量較晶粒內(nèi)部高，按內(nèi)吸附理論，由于合金元素原子和基體原子的不一致性而在晶粒內(nèi)部產(chǎn)生點(diǎn)陣畸變，而在晶界和亞晶界處，合金元素原子容易找到合適的位置，使體系總的應(yīng)變能下降，因此，一些合金元素的原子逐漸擴(kuò)散到晶界或亞晶界處，由此富集了大量的合金元素;與之相反，有些合金元素原子則從晶界處擴(kuò)散到晶粒內(nèi)部去，造成合金元素的分布不均勻。就TC21鈦合金而言，由于在β單相區(qū)內(nèi)變形，而Al元素又是α穩(wěn)定化元素，它與β相的晶格類型差別很大，不易溶入β相，所以這些Al原子趨向分布并聚集于晶界附近;而Mo、Nb元素是β穩(wěn)定化元素，能與β相無限互溶，所以易溶解于β相。最終的結(jié)果是α穩(wěn)定元素和β穩(wěn)定元素分別由晶粒內(nèi)部向晶界和晶界向晶粒內(nèi)部擴(kuò)散，這樣就在β晶界附近富集了大量的α穩(wěn)定化元素，在隨后的變形及熱處理過程中α相在這些富集α穩(wěn)定化元素區(qū)域形成并連接長(zhǎng)大，形成最終的大尺寸條塊α相。

圖2 形變熱處理后的鍛件顯微組織Fig.2 Microstructure of TC21 Ti-alloy after multiple thermomechanical heat treatment

2.1.2 強(qiáng)韌化處理對(duì)顯微組織的影響

強(qiáng)韌化處理(Process No.2:965℃，等溫變形40%，WQ+920℃ /1h，AC+900℃ /1h，AC+590℃ /4h，AC)后的TC21鍛件的顯微組織如圖3所示。

組織中粗大β晶粒保留在變形過程中被壓扁及拉長(zhǎng)的痕跡，在原始β晶粒的晶界處殘留斷續(xù)的α相，晶粒內(nèi)部為編織良好的網(wǎng)籃α針束，并且有層次感，說明在不同溫度的退火處理中，都有一定量的α針析出，而鍛后快冷可增加結(jié)晶核心，儲(chǔ)存變形能和晶體缺陷以獲得短、細(xì)、亂的β轉(zhuǎn)變組織，并對(duì)晶界相實(shí)現(xiàn)一定破斷。

變形后快冷，保留了大量的缺陷，后經(jīng)兩次高溫強(qiáng)韌化處理，而不是時(shí)效處理，乍看起來是違背形變熱處理的經(jīng)典理論，卻取得十分理想的效果:減少和改善了淬火馬氏體的不穩(wěn)定性和殘余β相的分解，控制了晶界析出α相的條塊化，并得以部分溶解，呈破斷形貌;并獲得一定量亞穩(wěn)β相，因在時(shí)效中結(jié)晶核心多，條狀α和β轉(zhuǎn)變基體中的魏氏α相尺寸細(xì)小、無固定方式排列且呈網(wǎng)籃狀交織。

圖3 強(qiáng)韌化處理后的顯微組織Fig.3 Microstructure of TC21 Ti-alloy after 40%deformation with WQ，and toughening-strengthening treatment

2.1.3 淬火時(shí)效處理對(duì)顯微組織的影響

淬火時(shí)效(Process No.3:965℃，等溫變形40%，WQ+900℃ /1h，WQ+590℃ /4h+AC)后的等溫鍛件的顯微組織如圖4所示。

圖4 淬火時(shí)效后的鍛件顯微組織Fig.4 Microstructure of TC21 Ti-alloy after quench aging heat treatment

組織中原始粗大晶粒被壓扁、拉長(zhǎng)，在原始晶界三岔處可見再結(jié)晶晶粒痕跡，淬火時(shí)效后，晶界仍保存有斷續(xù)的α條，這是由于兩相區(qū)內(nèi)變形量小對(duì)晶界破斷不夠造成的;晶粒內(nèi)部為編織度較高的α條和β轉(zhuǎn)變基體，較前面的強(qiáng)韌化處理，α針的數(shù)目略有減少，但保留一定量的對(duì)塑性有利的β殘留相。

2.1.4 等溫退火對(duì)顯微組織的影響

鍛后空冷并等溫退火時(shí)效處理(Process No.4:965℃，等溫變形 40%，AC+900℃ /1h，F(xiàn)C→590℃+590℃/4h，AC)后的鍛件顯微組織如圖5所示。

粗大β晶粒在變形中被壓扁拉長(zhǎng)，垂直于變形方向出現(xiàn)流線形貌，并有團(tuán)絮狀α相鑲邊，較前面熱處理工藝，晶粒較細(xì)小，推斷應(yīng)為鍛后等溫退火中再結(jié)晶所致。晶粒內(nèi)網(wǎng)籃編織的α針束在等溫冷卻過程中，相擴(kuò)散能力較強(qiáng)，橫向較縱向長(zhǎng)大為明顯，因而α針趨向于短棒狀。

圖5 等溫退火處理后的鍛件顯微組織Fig.5 Microstructure of TC21 Ti-alloy after 40%deformation with AC，isothermal anneal treatment

2.2 熱處理制度對(duì)力學(xué)性能的影響

不同熱處理工藝條件下等溫鍛件的室溫拉伸性能如表2所示。

表2 不同熱處理工藝條件下TC21鈦合金的室溫拉伸性能Table 2 Tensile properties of TC21 alloy treated by different heat treatment at room temperature

可以看出不同熱處理制度對(duì)鍛件的室溫拉伸性能有著顯著的影響。形變熱處理(Process No.1)后鍛件強(qiáng)度達(dá)到了本次試驗(yàn)的高峰值:σb1425MPa，σ0.21315MPa，與之對(duì)應(yīng)，塑性跌到低谷。極端的力學(xué)性能體現(xiàn)極端的組織形貌，鈦合金高溫形變熱處理的強(qiáng)化效果決定于合金組織的明顯細(xì)化、均勻纏結(jié)的位錯(cuò)排列及細(xì)小的析出亞結(jié)構(gòu)。據(jù)此分析在本次試驗(yàn)中，鍛件強(qiáng)化效果得以極大程度的實(shí)現(xiàn)歸結(jié)于細(xì)小的彌散相，但與之伴隨的是彌散強(qiáng)化的晶粒內(nèi)部相對(duì)晶界的弱化作用，加上繼承了單相區(qū)的粗大組織，即“β”脆性，在拉伸試驗(yàn)中，形變集中在面積較小的弱化晶界面上，從而導(dǎo)致鍛件的塑性下降。

強(qiáng)韌化處理(Process No.2)后鍛件的強(qiáng)度僅次于形變熱處理鍛件，達(dá)到1300MPa級(jí)別，較技術(shù)要求:1100MPa，提高了約200MPa，塑性保持中等水平(伸長(zhǎng)率較低)，結(jié)合組織分析，應(yīng)歸因于單相區(qū)變形對(duì)晶界α相破斷不夠以及晶界再結(jié)晶球化程度低，同時(shí)，網(wǎng)籃編織的α相尺寸較小，這雖然對(duì)強(qiáng)度提升有利，卻犧牲了一定的塑性。

由以上兩種熱處理制度對(duì)鍛件的組織性能影響可以推斷:水冷處理熱變形后的鍛件可以更大程度的利用形變的作用，借以儲(chǔ)存變形能和變形產(chǎn)生的晶體缺陷以獲得短、細(xì)、亂的β轉(zhuǎn)變組織，對(duì)材料的室溫強(qiáng)度起到極大的提升作用。

淬火時(shí)效(Process No.3)后的鍛件強(qiáng)度和塑性有良好匹配，和固溶時(shí)效制度(普遍應(yīng)用于常規(guī)鍛造)相比較，鍛件強(qiáng)度高出100MPa，但塑性有小幅下降，這歸因于后者的α條已經(jīng)長(zhǎng)大到和晶界α條相同的尺寸，弱化了組織不均勻性，較前者的晶界破斷α條，更大程度地降低了弱化晶界和粗大組織形貌對(duì)塑性的不利影響。

等溫退火時(shí)效處理(Process No.4)后鍛件的強(qiáng)度塑性均達(dá)標(biāo)，但性能并不突出，除因α條呈現(xiàn)粗大短棒狀外，塑性不高的主要原因應(yīng)歸咎于晶界的較大尺寸的團(tuán)絮狀α相鑲邊，形成完整的網(wǎng)絡(luò)，類似于過共析鋼的網(wǎng)狀滲碳體，對(duì)材料的塑性有不利影響。

綜合上述試驗(yàn)結(jié)果可以發(fā)現(xiàn):鍛后快速冷卻較固溶處理后快冷更能提高鍛件的強(qiáng)度，這是因?yàn)殁伜辖鸬膹?qiáng)化不僅依賴合金元素的固溶，更加依賴第二相的彌散，而熱處理可達(dá)到的強(qiáng)化水平取決于β穩(wěn)定元素含量。合金固溶處理的目的是為了得到較多的亞穩(wěn)β相，而時(shí)效的目的是在亞穩(wěn)β相基體上生成短片狀的次生α相，從而通過第二相的彌散強(qiáng)化提高合金的強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性。相關(guān)試驗(yàn)證明［9～11］:次生α相的形態(tài)對(duì)強(qiáng)化效果有重要影響，強(qiáng)化熱處理時(shí)，固溶處理溫度越高，冷卻速度越快，得到的亞穩(wěn)β組織越多，次生α相在時(shí)效時(shí)形核就越多，含量也就越高，并且呈細(xì)針狀彌散分布于β基體中;相反，固溶處理溫度較低，冷速較慢時(shí)，次生α相形核較少且尺寸較大，強(qiáng)化效果降低且使塑性下降，因而固溶處理溫度和冷速對(duì)析出強(qiáng)化效果有較大影響。

作為鈦合金強(qiáng)化的重要機(jī)制，強(qiáng)化彌散相對(duì)塑性的影響相反，強(qiáng)化作用強(qiáng)的細(xì)小彌散第二相恰恰對(duì)塑性提高有消極的影響，反之，粗大的彌散第二相卻對(duì)塑性起到一定的積極作用。同時(shí)，在本文試驗(yàn)中由于鍛件在β單相區(qū)等溫變形，使得兩相區(qū)變形量分配不足，使得晶界破斷不夠，導(dǎo)致熱處理后鍛件保留較為完整的鑲邊α相。綜合起來，這兩方面因素對(duì)鍛件的拉伸塑性起到重要作用，導(dǎo)致了形變熱處理工藝塑性最低，尤其是伸長(zhǎng)率，僅為3.8%;而對(duì)于固溶時(shí)效處理過的鍛件由于條狀α相尺寸最大，相對(duì)使得晶界α相不明顯，以此獲得較高塑性;而淬火時(shí)效既保持了較高的強(qiáng)度，同時(shí)塑性也沒有太大的降低，這主要是因?yàn)楸M管有彌散相析出，但晶界的α相因?yàn)樵俳Y(jié)晶球化呈現(xiàn)本次試驗(yàn)中最大程度的不連續(xù)，由此消除了粗大晶界的不利影響。由此可見盡管鈦合金強(qiáng)韌化效果不盡依賴晶粒大小，但粗大晶界的鑲邊α相對(duì)塑性有不利影響。

就本研究熱處理試驗(yàn)而言，對(duì)照技術(shù)要求，綜合等溫鍛件的組織和性能，推薦淬火時(shí)效制度為較佳熱處理制度。

2.3 相關(guān)問題及展望

本次試驗(yàn)研究了不同熱處理制度對(duì)TC21鈦合金等溫鍛件組織性能的影響，和國(guó)內(nèi)相關(guān)試驗(yàn)研究結(jié)果比較，采用本文等溫鍛造及熱處理工藝獲得的鍛件強(qiáng)度比技術(shù)條件高出100MPa，但在塑性方面，僅能夠勉強(qiáng)達(dá)標(biāo)，較國(guó)內(nèi)同類研究(主要是常規(guī)鍛造)優(yōu)勢(shì)不足。結(jié)合本次實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析，我們希望在保持鍛件高強(qiáng)度的同時(shí)，提高塑性并在以下方面做更深入研究:

(1)網(wǎng)籃編織α相的形貌和尺寸大小。在本研究中，所有鍛件的強(qiáng)度都保持較高水平，這歸功于較高編織度的彌散強(qiáng)化相，但是塑性較低，對(duì)比國(guó)內(nèi)同行的研究成果，可以推斷:編織相的形貌和大小還有待研究;

(2)兩相的比例。一定量的β相殘留對(duì)合金鍛件的強(qiáng)度、塑性及斷裂韌性匹配有積極作用，所以在保持α相網(wǎng)籃編織的同時(shí)，β相殘留的比例多少還有待研究;

(3)晶界α相的消除。盡管熱處理無法消除β鍛造造成的粗大組織遺傳，但是通過調(diào)節(jié)晶內(nèi)相的相變過程，可相對(duì)削弱晶界相的不利影響，同時(shí)，合適的熱處理工藝參數(shù)對(duì)晶界析出相的球化破斷有積極作用。

3 結(jié)論

(1)形變熱處理后的鍛件顯微組織不均勻，晶界析出大尺寸條塊α相，原始晶粒內(nèi)部分僅有少量的細(xì)長(zhǎng)針狀α相或α塊，鍛件強(qiáng)度極高，塑性較低;

(2)強(qiáng)韌化處理后的鍛件顯微組織為層次感強(qiáng)、編織度較好的網(wǎng)籃組織，在獲得較高強(qiáng)度水平同時(shí)，塑性下降不多;

(3)淬火時(shí)效處理后的鍛件顯微組織中不僅有編織度較好的α相，同時(shí)有一定量的殘留β相，強(qiáng)度和塑性有良好匹配;

(4)等溫退火后的鍛件顯微組織為晶內(nèi)編織度較佳的α相，但是由于晶界上析出鑲邊團(tuán)絮狀α相，導(dǎo)致強(qiáng)度雖然有所下降，塑性未有顯著提高;

(5)增加鍛后或固溶后的水冷工序，有助于獲得彌散及編織度高的網(wǎng)籃組織，同時(shí)也有助于晶界的破斷球化，如果考慮需要保留一定量對(duì)塑性有利的相間殘留β，建議將水冷工序安排在固溶處理后。

綜合對(duì)不同熱處理制度的研究分析，淬火時(shí)效處理得到的鍛件性能穩(wěn)定，強(qiáng)韌性匹配較好，故為推薦的較佳熱處理制度。但從挖掘材料力學(xué)性能潛力出發(fā)，在消除了單相區(qū)遺留粗大組織后，強(qiáng)韌化處理、等溫退火等熱處理可能有更好力學(xué)性能表現(xiàn)。

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