王立亞，鄭友平，楊 柳

(1.成都先進(jìn)金屬材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院股份有限公司，四川 成都 610300)(2.釩鈦資源綜合利用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，四川 攀枝花 617000)

鈦合金質(zhì)輕、比強(qiáng)度高、韌性好、耐海水侵蝕性好，是優(yōu)質(zhì)的輕型結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、海洋工程、醫(yī)療等諸多領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用[1-5]。隨著國際形勢發(fā)展以及國家海洋強(qiáng)國戰(zhàn)略的實(shí)施，海洋工程用鈦合金的研究開發(fā)愈加重要，對高強(qiáng)韌鈦合金的需求越來越緊迫[6]。近β鈦合金經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，強(qiáng)度高、韌性好，是航空及海洋工程的重要候選材料之一[7]。針對深海環(huán)境對鈦合金的服役要求，攀鋼集團(tuán)和南京工業(yè)大學(xué)共同研制出一種適用于深海領(lǐng)域的新型高強(qiáng)高韌耐腐蝕近β鈦合金，其名義成分為Ti-3Al-5Mo-4Cr-2Zr-1Fe(以下簡稱Ti-35421)。Ti35421合金是在BT19鈦合金的基礎(chǔ)上，通過使用1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)低價(jià)的Fe元素替代BT19鈦合金中5%昂貴的V元素，從而大大降低了合金的成本。

國內(nèi)外學(xué)者對不同牌號近β鈦合金的熔煉、鍛造、軋制、熱處理及組織性能等開展了大量研究工作[8-12]。研究發(fā)現(xiàn)，熱處理對近β鈦合金組織和性能的影響很大[13]，通過優(yōu)化熱處理工藝可以提高近β鈦合金的綜合力學(xué)性能。已有學(xué)者對Ti-35421合金的低周疲勞性能及熱加工過程中的相變機(jī)制等進(jìn)行了研究[14-16]，但尚未見到關(guān)于該合金熱處理工藝及組織性能的研究。通過分析Ti-35421合金固溶時(shí)效后的微觀組織演變規(guī)律及微觀組織對力學(xué)性能的影響規(guī)律，對其熱處理工藝進(jìn)行了進(jìn)一步優(yōu)化，以期為實(shí)際生產(chǎn)及應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為鍛態(tài)Ti-35421合金棒材，其規(guī)格為φ350 mm×500 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：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，其余為Ti。金相法測得合金相變點(diǎn)為807 ℃。Ti-35421合金棒材鍛態(tài)原始組織為網(wǎng)籃組織，由交錯(cuò)分布的板條狀初生α相及β基體組成，如圖1所示。

圖1 Ti-35421合金棒材的原始組織Fig.1 Original microstructure of Ti-35421 alloy bar

從鍛態(tài)Ti-35421合金棒材上取樣，經(jīng)機(jī)械加工制備成15 mm×15 mm×85 mm的拉伸坯料、8 mm×12 mm×60 mm的沖擊坯料和φ20 mm×10 mm的金相坯料，然后按照表1所示工藝方案進(jìn)行固溶時(shí)效熱處理。將熱處理后的坯料加工成φ5 mm×80 mm的棒狀拉伸試樣、7.5 mm×10 mm×55 mm的沖擊試樣(U型開口)及φ10 mm×8 mm的金相試樣。金相試樣經(jīng)砂紙打磨、機(jī)械拋光后，在HF+HNO3+H2O(體積比為1∶2∶50)腐蝕液中浸蝕2 s，采用ZEISS光學(xué)顯微鏡和JSM-7900F熱場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織觀察。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》在CMT5305電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，測定抗拉強(qiáng)度(Rm)、屈服強(qiáng)度(Rp0.2)、伸長率(A)及斷面收縮率(Z)。按照GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》在JBGDS-300沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，測定沖擊吸收功KU2。

表1 Ti-35421合金的固溶時(shí)效熱處理制度Table 1 Solution aging treatment processes of Ti-35421 alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

2.1.1 固溶溫度及固溶時(shí)間對顯微組織的影響

圖2為Ti-35421合金在不同固溶溫度下保溫1 h空冷后的金相照片。當(dāng)固溶溫度為725 ℃時(shí)，初生α相(αp)以板條狀的形式從β基體中析出并交錯(cuò)分布，呈網(wǎng)籃組織(圖2a)；隨著固溶溫度的升高，初生α相逐漸變短變粗(圖2b)；當(dāng)固溶溫度為775 ℃時(shí)，初生α相變?yōu)槎贪魻?，并且有短棒狀的晶界α相析?圖2c)；當(dāng)固溶溫度為800 ℃時(shí)，由于固溶溫度已接近相變點(diǎn)，初生α相基本溶解，從β晶粒內(nèi)部和晶界附近同時(shí)析出極少量的短棒狀α相，從β晶粒內(nèi)部的亞晶界處彌散析出顆粒狀α相(圖2d)。綜上所述，Ti-35421合金在低于相變點(diǎn)溫度固溶處理時(shí)，隨著固溶溫度的升高，板條狀初生α相變短變粗并且逐漸溶解，初生α相體積分?jǐn)?shù)減少，β相體積分?jǐn)?shù)增加。

圖2 經(jīng)不同溫度固溶后Ti-35421合金的金相照片F(xiàn)ig.2 Metallographs of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

圖3為Ti-35421合金在775 ℃固溶，保溫時(shí)間分別為1、3、6 h的金相照片。從圖3可以看出，當(dāng)固溶時(shí)間從1 h延長到3 h時(shí)，β基體中析出的初生α板條逐漸變長、體積分?jǐn)?shù)變??；當(dāng)固溶時(shí)間從3 h延長到6 h時(shí)，初生α板條形狀沒有發(fā)生顯著改變。由此可知，當(dāng)固溶處理達(dá)到一定時(shí)間后，Ti-35421合金的顯微組織對固溶時(shí)間不再敏感。

圖3 Ti-35421合金在775 ℃固溶處理不同時(shí)間后的金相照片F(xiàn)ig.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 固溶溫度及時(shí)效溫度對顯微組織的影響

圖4為Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶后,再經(jīng)540 ℃時(shí)效后的SEM照片。從圖4可以看出，當(dāng)固溶溫度為725 ℃時(shí)，固溶析出的尺寸較大的板條狀初生α相和時(shí)效析出的細(xì)針狀次生α相(αs)均勻分布在β基體中(圖4a)；隨著固溶溫度的增加，板條狀初生α相變短變粗，體積分?jǐn)?shù)變小，次生α相體積分?jǐn)?shù)增加(圖4b)；當(dāng)固溶溫度為775 ℃時(shí)，初生α相呈短棒狀(4c)；當(dāng)固溶溫度升高至800 ℃時(shí)，由于固溶溫度已接近相變點(diǎn)，此時(shí)固溶處理后初生α相體積分?jǐn)?shù)急劇減少，β相體積分?jǐn)?shù)增加，導(dǎo)致固溶后亞穩(wěn)β組織中β穩(wěn)定元素含量減少，β相穩(wěn)定性下降，時(shí)效過程中次生α相析出驅(qū)動(dòng)力增加，次生α相更容易長大，所以此時(shí)次生α相尺寸大于其他溫度固溶時(shí)效后的次生α相尺寸(圖4d)。

圖4 Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶1 h+540 ℃時(shí)效后的SEM照片F(xiàn)ig.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 ℃

圖5為Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶后，再經(jīng)不同溫度時(shí)效后的SEM照片。從圖5可以看出，合金時(shí)效后的組織由β基體+板條狀初生α相+針狀次生α相組成。固溶處理后得到的亞穩(wěn)β相在時(shí)效過程中分解為細(xì)針狀次生α相，隨著時(shí)效溫度的升高，次生α相間距變大，并逐漸變短、變粗。時(shí)效溫度較低時(shí)，因過冷度較大，形核驅(qū)動(dòng)力大，次生α相更容易形核，但是擴(kuò)散比較困難，次生α相不易長大，最終形成細(xì)小彌散的次生α相(圖5a)。隨著時(shí)效溫度的升高，因過冷度小，次生α相形核比較困難，但更高的溫度提供了更大的長大驅(qū)動(dòng)力，使得次生α相的體積分?jǐn)?shù)降低，尺寸變大(圖5b～5d)。

圖5 Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶1 h+不同溫度時(shí)效后的SEM照片F(xiàn)ig.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 力學(xué)性能

2.2.1 固溶溫度對力學(xué)性能的影響

表2為Ti-35421合金經(jīng)不同固溶時(shí)效熱處理后的沖擊吸收功。圖6為Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶處理，再經(jīng)540 ℃時(shí)效后的拉伸性能。從表2和圖6可以看出，時(shí)效溫度相同時(shí)，隨著固溶溫度的升高，Ti-35421合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸增加，延伸率、斷面收縮率和沖擊吸收功逐漸下降。這是由于在725 ℃/1 h/AC+540 ℃/16 h/AC熱處理工藝下，顯微組織為板條狀初生α相+細(xì)針狀次生α相+β基體(圖4a)，其強(qiáng)度稍低，塑韌性較高；在800 ℃/1 h/AC+540 ℃/16 h/AC熱處理工藝下，顯微組織為細(xì)針狀次生α相+β基體(圖4d)，合金具有較高的強(qiáng)度和較差的塑韌性。高強(qiáng)韌β鈦合金主要是通過時(shí)效過程中亞穩(wěn)β相分解成彌散細(xì)小的次生α相，依靠大量α/β相界面對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用提高合金的強(qiáng)度。另一方面，由于次生α相本身要比β基體硬，位錯(cuò)不能直接以切過的形式通過次生α相，晶體繼續(xù)變形時(shí)就需要額外的變形應(yīng)力，這就使得合金的強(qiáng)度增加[17]。由圖4可知，隨著固溶溫度的升高，初生α相逐漸變短變粗，體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，次生α相體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。固溶溫度為725 ℃時(shí)，初生α相含量最高，所以此時(shí)合金的塑韌性最高、強(qiáng)度最低；固溶溫度為800 ℃時(shí)，初生α相全部消失，β相全部轉(zhuǎn)換為次生α相，此時(shí)合金的強(qiáng)度最高，塑韌性最低。

表2 Ti-35421合金經(jīng)不同固溶時(shí)效熱處理后的沖擊吸收功

圖6 Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶+540 ℃時(shí)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 時(shí)效溫度對力學(xué)性能的影響

圖7為Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶，再經(jīng)不同溫度時(shí)效后的拉伸性能。從表2和圖7可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，Ti-35421合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸減小，而延伸率、斷面收縮率和沖擊吸收功逐漸增加。這是由于隨著時(shí)效溫度的升高，長條狀次生α相變短變粗，間距增大(圖5)，導(dǎo)致滑移間距變大，因而強(qiáng)度減小，塑性增大。另外，隨著時(shí)效溫度的升高，次生α相體積分?jǐn)?shù)減少，強(qiáng)化作用減弱，合金強(qiáng)度降低。根據(jù)Orowan強(qiáng)化機(jī)制，在有效強(qiáng)化尺寸范圍內(nèi)，析出相的尺寸越小，強(qiáng)化效果越明顯，也就是說時(shí)效溫度越低，合金的強(qiáng)度越高[18]。綜合考慮，熱處理工藝宜選為775 ℃/1 h/AC+560 ℃/16 h/AC，在此工藝條件下Ti-35421合金的抗拉強(qiáng)度為1125 MPa，屈服強(qiáng)度為1024 MPa，延伸率為5.5%，沖擊吸收功為36.3 J，具有良好的強(qiáng)塑韌性匹配。

圖7 Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶+不同溫度時(shí)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 斷口形貌

圖8為Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶處理，再經(jīng)540 ℃時(shí)效后的拉伸斷口SEM照片。當(dāng)固溶溫度為725 ℃時(shí)，拉伸斷口高低起伏，表面存在由大量小韌窩包圍著的大韌窩，韌窩大且深，為典型的韌性斷裂(圖8a)。經(jīng)750 ℃固溶處理后，拉伸斷口分布著大小均勻的等軸韌窩(圖8b)，為韌性斷裂。經(jīng)775 ℃固溶處理后，拉伸斷口表面存在大量小而淺的等軸韌窩，同時(shí)存在微孔(圖8c)，呈準(zhǔn)解理斷裂特征。經(jīng)800 ℃固溶處理后，拉伸斷口表面較平整，韌窩極少并且有空洞形成(圖8d)，呈現(xiàn)以河流花樣為特征的解理斷裂。由于α相可作為微孔成核的核心源，通過微孔成核、長大與聚合的方式形成裂紋。隨著固溶溫度的升高，初生α相體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，拉伸斷口表面韌窩數(shù)量減少，韌窩變小變淺，逐漸出現(xiàn)微孔和空洞，塑性逐漸降低，這與室溫拉伸性能測試結(jié)果一致。

圖8 Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶1 h+540 ℃時(shí)效后的拉伸斷口SEM照片F(xiàn)ig.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 ℃

圖9為Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶1 h后再經(jīng)不同溫度時(shí)效后的拉伸斷口SEM照片。從圖9a可以看出，經(jīng)520 ℃時(shí)效后拉伸斷口韌窩極少，同時(shí)存在空洞和二次裂紋，呈解理斷裂的特征。結(jié)合顯微組織(圖5a)可知，當(dāng)時(shí)效溫度較低時(shí)，析出的次生α相細(xì)小，裂紋尖端發(fā)射出的位錯(cuò)切過次生α相，使變形局部化，裂紋尖端的塑性變形區(qū)大幅度減小，因而斷口上觀察不到明顯的塑性變形痕跡(如韌窩或撕裂棱等)。經(jīng)540 ℃時(shí)效后，拉伸斷口韌窩呈等軸狀均勻分布，小而淺(圖9b)，為準(zhǔn)解理斷裂。此時(shí)因?yàn)榇紊料嗦杂性龃?圖5b)，斷口出現(xiàn)了比較淺的韌窩。經(jīng)560 ℃時(shí)效后，拉伸斷口表面存在少量大且深的韌窩，同時(shí)存在微孔(圖9c)，為韌性斷裂。這是由于次生α相增大(圖5c)，裂紋尖端發(fā)射出的位錯(cuò)與次生α相的相互作用發(fā)生改變，以切過次生α相為主轉(zhuǎn)變?yōu)樵诖紊料嗯c基體界面之間形成微孔，這些微孔聚合導(dǎo)致韌性斷裂。經(jīng)580 ℃時(shí)效后，次生α相進(jìn)一步變寬變大，斷口仍存在少量大且深的韌窩，微孔和空洞消失(圖9d)，為韌性斷裂。綜上所述，隨著時(shí)效溫度的升高，拉伸斷口韌窩逐漸變大變深，微孔和空洞逐漸消失，Ti-35421合金塑性增加，這與室溫拉伸性能測試結(jié)果一致。

圖9 Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶1 h+不同溫度時(shí)效后的拉伸斷口SEM照片F(xiàn)ig.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 ℃

3 結(jié) 論

(1) Ti-35421合金經(jīng)不同溫度固溶+540 ℃時(shí)效后，隨著固溶溫度的升高，板條狀初生α相變短變粗，體積分?jǐn)?shù)減少，針狀次生α相體積分?jǐn)?shù)增加，合金的強(qiáng)度增加，塑韌性減小，拉伸斷口表面韌窩數(shù)量減少、尺寸變小，逐漸出現(xiàn)微孔和空洞

(2) Ti-35421合金經(jīng)775 ℃固溶+不同溫度時(shí)效后，隨著時(shí)效溫度的升高，針狀次生α相變短變粗，次生α相間距增大，合金的強(qiáng)度減小，塑韌性增加，拉伸斷口表面韌窩逐漸變大變深，微孔和空洞逐漸消失。

(3) Ti-35421合金最佳熱處理工藝為775 ℃/1 h/AC+560 ℃/16 h/AC。在此工藝條件下，合金的抗拉強(qiáng)度為1125 MPa，屈服強(qiáng)度為1024 MPa，延伸率為5.5%，沖擊吸收功為36.3 J，可實(shí)現(xiàn)良好的強(qiáng)塑韌性匹配。