發(fā)布日期：2024-6-9 11:05:16
鈦及鈦合金具有低膨脹系數(shù)、低熱導率、低密度以及高韌性等眾多優(yōu)點，在低溫超導零部件、航空發(fā)動機、低溫發(fā)動機、海洋工程等眾多領域均有十分廣泛的應用［1-2］。TC11 鈦合金(名義成分為 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)是一種常見的α +β型兩相鈦合金，其具有優(yōu)異的力學和熱加工性能，在低溫、高溫領域都有廣泛的應用［3-4］。
目前，國內(nèi)外學者對TC11鈦合金熱處理工藝做了大量的研究，曹祖涵等［5］研究了TC11鈦合金低溫沖擊性能及其組織相關性，結(jié)果表明，該合金的低溫沖擊性能受裂紋擴展撕裂功、塑性變形功和初生α 相體積分數(shù)等多重影響，其中塑性功的吸收量對沖擊性能的作用最為關鍵。盧凱凱等［6］ 研究了固溶處理對TC11 鈦合金環(huán)件組織和硬度的影響，結(jié)果表明，固溶溫度會影響組織中初生α 相體積分數(shù)，當固溶溫度較低時，溫度升高對初生α 相體積分數(shù)作用不明顯，當溫度達到相變點時，其體積分數(shù)下降明顯;而次生相受冷卻速率影響較大，當冷卻速率降低時，次生α 相形貌由細針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎虠U狀和條狀，該合金的硬度隨著固溶溫度和冷卻速率的增加而增加。李敏娜等［7］研究了大規(guī)格TC11鈦合金棒材熱處理后組織與性能分布規(guī)律性，結(jié)果表明，經(jīng)熱處理后，棒材不同部位微觀組織有較大差異，組織中α 相由棒材邊部到心部含量逐漸增多且晶粒尺寸增大，棒材的拉伸以及沖擊性能由邊部到心部逐漸降低。張晨輝［8］等研究了固溶溫度和冷卻速率對TC11鈦合金組織和性能的影響，結(jié)果表明，固溶溫度升高，組織中初生α 相含量下降，析出的次生α 相細小彌散。當固溶溫度不變，提高冷卻速率，會顯著提高合金室溫強度以及高溫強度，但塑性降低。
目前對TC11鈦合金熱處理工藝的研究主要以兩相區(qū)加熱為主，而本文對TC11鈦合金在單相區(qū)與兩相區(qū)分別進行固溶處理，探索其微觀組織和力學性能的對應關系，為實際工業(yè)生產(chǎn)提供一定參考。
1、試驗材料與方法
本試驗使用材料為TC11鈦合金棒材，使用真空自耗熔煉爐(VAＲ)經(jīng) 3 次熔煉制成鑄錠，再經(jīng)自由鍛造機多火次鍛造，制成直徑為 φ150 mm 棒材，采用ICP-AES 分析儀對棒材進行成分測試，測得具體化學成分見表 1，該合金相變點測試依據(jù) GB /T 23605—2009《鈦合金轉(zhuǎn)變溫度β測定方法》執(zhí)行，測得其相變點為 995 ～ 1000 ℃，棒材原始鍛態(tài)顯微組織見圖 1，該組織為棒材經(jīng)α +β兩相區(qū)鍛造形成的雙態(tài)組織，以初生α 相(αp)和β轉(zhuǎn)變組織(βT) 為主，在βT中有次生α 相和殘留β相存在，組織中未見原始β晶界。
使用鋸床以及線切割將TC11鈦合金棒材加工成4 份，分別在兩相區(qū)以及單相區(qū)(955、975、995 和 1015 ℃)對該合金進行固溶處理，保溫時間為 1.5 h，水冷。固溶處理完成后，從棒材上取樣并進行XRD測試、微觀組織觀察以及拉伸性能測試，其中拉伸試樣取樣方向為 L 向(棒材縱向)。使用 Empyrean X 射線衍射儀進行XRD測試，掃描角度為 30° ～ 80°;使用 OLYMPUS光 學 顯 微 鏡 觀 察 顯 微 組 織; 室 溫 拉 伸 性 能 使 用INSTＲON 萬能試驗機進行測試，每次測試 3 組試樣，最后取平均值;使用 Quanta 型掃描電鏡觀察高倍微觀組織和拉伸試樣斷口微觀形貌。
2、試驗結(jié)果與討論
2.1微觀組織
圖 2 為TC11鈦合金棒材經(jīng)不同固溶溫度處理后的微觀組織，與圖 1 原始鍛態(tài)組織相比，經(jīng)固溶處理后的αp相和βT均有明顯變化，原始組織中被扭轉(zhuǎn)和拉長的αp相隨著固溶溫度升高而逐漸變小、變圓，同時體積較小的αp相逐漸消失。當合金在兩相區(qū)溫度進行加熱時，組織中發(fā)生α→β以及靜態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變，使得αp相逐漸溶解、球化，并有新的αp相形成，組織中αp相的分布、成分及形貌與α /β的溶質(zhì)元素分布、取向關系、界面能相關［9-10］。而逐漸球化的原因主要為棒材經(jīng)變形加工后，內(nèi)部組織中存在大量晶體缺陷，且有大量畸變能，在加熱過程中，大量畸變能開始釋放，使得組織中αp相的界面發(fā)生分離，導致αp相發(fā)生球化，當固溶溫度升至單相區(qū)后，組織中αp相完全溶解消失。
圖 2經(jīng)不同溫度固溶處理后TC11鈦合金的微觀組織
Fig． 2Microstructure of the TC11 titanium alloy solution treated at different temperatures(a) 955 ℃ ; (b) 975 ℃ ; (c) 995 ℃ ; (d) 1015 ℃
固溶加熱完成后，在隨后的水冷過程中，組織中發(fā)生β→α 相轉(zhuǎn)變�？梢园l(fā)現(xiàn)，隨著固溶溫度的升高，水冷后的組織中有細針狀的次生α 相不規(guī)則分布在基體中，這是因為合金經(jīng)高溫加熱處理后，組織中有大量亞穩(wěn)定β相被保留下來，亞穩(wěn)定β相為過飽和固溶體，在冷卻時，水冷會產(chǎn)生較大過冷度，促使亞穩(wěn)定β相中析出大量無方向性且細小針狀次生α 相不規(guī)則分布在基體中。
2.2XＲD 分析
根據(jù)圖 2 中微觀組織的分析可得，經(jīng)不同固溶溫度處理后的TC11鈦合金相組織發(fā)生改變。圖 3 為經(jīng)不同固溶溫度處理后合金的XRD圖譜，其中馬氏體α'相與αp相都有相同的密排六方點陣，其具有十分相近的點陣常數(shù)，二者的XRD圖譜沒有明顯差別［11-12］，故需要結(jié)合圖 2 中的微觀組織判斷α'相是否出現(xiàn)。
結(jié)合圖 2 可得，合金經(jīng) 955 ℃ 固溶處理后，組織中以αp相為主，經(jīng) 975 ℃固溶處理后，組織中出現(xiàn)α'相，經(jīng)1015 ℃固溶處理后，組織中αp 相消失。由圖 3 還可得，經(jīng) 955、975、995 ℃固溶處理后，衍射峰強度差別較小，經(jīng) 1015 ℃ 固溶處理后，(002) 衍射峰的強度上升明顯，而(102)和(103) 衍射峰消失，這是因為固溶溫度升高導致元素再分布，其中α 相與α'相中的 Al 含量隨著固溶溫度升高而增加，而 Mo 元素與之相反，組織中元素含量的變化會使晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，導致晶格常數(shù)改變［13］。
圖 3經(jīng)不同溫度固溶處理后TC11鈦合金的XRD譜圖
Fig． 3XＲD patterns of the TC11 titanium alloy solution treated at different temperatures
2.3力學性能
圖 4 為合金經(jīng)不同固溶溫度處理后的拉伸性能，由圖 4 可得，合金的強度隨著固溶溫度的升高呈現(xiàn)出先升高再降低的趨勢，在 995 ℃時，合金強度達到最大值，其中抗拉強度(Ｒm)為 1403 MPa，屈服強度(Ｒp0.2)為 1158 MPa，合金的塑性則隨著固溶溫度升高一直降低，當固溶溫度超過 995 ℃ 時，斷后伸長率(A)下降明顯，在 955 ℃時，合金塑性最佳，其中斷后伸長率(A)為 9.5% ，斷面收縮率(Z)為 32% 。
圖 4經(jīng)不同溫度固溶處理后TC11鈦合金的力學性能(a)強度; (b)塑性
Fig． 4Mechanical properties of the TC11 titanium alloy solution treated at different temperatures (a) strength; (b) plasticity
在外加應力作用下，當應力值大于位錯開動所需臨界應力時，位錯開始進行滑移，在滑移的過程中，組織中的不同形貌α 相對位錯滑移起到的阻礙程度不同，故合金的微觀組織是影響其力學性能的主要因素。TC11 鈦合金是典型α +β型兩相合金，當合金經(jīng)955 ℃固溶處理后，組織中包含大量αp相，在發(fā)生塑性變形時，αp相在發(fā)生轉(zhuǎn)動的同時會協(xié)調(diào)塑性變形，使得合金塑性提高。合金經(jīng) 975 ℃ 固溶處理后，組織中αp相含量降低，并有細小針狀的α'相析出，會增加位錯在滑移過程中遇到的阻礙，導致合金強度升高。合金經(jīng)995 ℃固溶處理后，組織中αp相的數(shù)量與尺寸明顯減小，且α'相的含量增大，這是因為固溶溫度升高，增加析出相的驅(qū)動力，使得組織中析出較多彌散分布的α'相。隨著組織中α'相含量增加，位錯在進行滑移時，大量交錯排列的α'相會起到較大的阻礙作用，導致塑性變形更加困難，合金強度增加，同時組織中含有一定數(shù)量的αp相，在強度增加的同時保證合金具有一定的塑性［14］。合金經(jīng) 1015 ℃ 固溶處理后，此時溫度位于單相區(qū)，αp相完全消失，組織的協(xié)調(diào)性大幅下降，大量細小的α'相對滑移有較大的阻礙作用，在塑性變形過程中，位錯無法順利通過α /β相界面，導致界面處形成位錯塞積，且容易產(chǎn)生應力集中，這會讓塑性變形過早的進入屈服階段，導致合金強度下降。同時當固溶溫度高于相變點時，組織中的β晶�？焖僭鲩L，形成粗大的β晶粒，其晶界完整平直，這種組織在進行拉伸時，空洞容易在粗大的β晶粒晶界處形成并擴展，使得合金塑性下降明顯。
2.4斷口微觀形貌
圖 5 是經(jīng)不同溫度固溶處理后合金的拉伸斷口微觀形貌，當經(jīng)兩相區(qū)溫度(955、975 ℃)固溶處理后，其斷口微觀形貌相似，均以韌窩(位置 A) 為主，具有明顯的韌性斷裂特征，宏觀表現(xiàn)為塑性良好，韌窩通常是以αp相為微孔成核的核心源，通過微孔成核、長大與聚合的方式使合金發(fā)生裂紋、擴散、斷裂，由于固溶溫度位于兩相區(qū)時，組織中αp相尺寸較大，在微孔聚合長大過程中導致韌窩具有較大尺寸［15］。圖 5(b)與圖5(a)相比，存在一定量的微小空洞(位置 B)和二次裂紋(位置 C)，說明施加拉應力后，裂紋在進行擴展時，其尖端會產(chǎn)生較大應力，裂紋不斷向前擴展的過程中同時也向垂直擴展的方向進行延伸，產(chǎn)生二次裂紋，從而增加裂紋擴展的曲折性，導致合金強度升高，這與圖4 結(jié)果相一致。
圖 5經(jīng)不同溫度固溶處理后TC11鈦合金的拉伸斷口形貌
Fig． 5Tensile fracture morphologies of the TC11 titanium alloy solution treated at different temperatures (a) 955 ℃ ; (b) 975 ℃ ; (c) 995 ℃ ; (d) 1015 ℃
當經(jīng) 995 ℃固溶處理后，此時溫度已達到合金相變點，組織中αp相含量大幅度降低，圖 5(c)的斷口形貌中雖然有韌窩存在，其深度變淺且數(shù)量減少，并有明顯撕裂棱(位置 D) 出現(xiàn)，總體形貌變化明顯，此形貌符合圖 4 中強度較大且具備一定塑性的數(shù)值趨勢。經(jīng)1015 ℃固溶處理后，此時為單相區(qū)溫度，圖 5(d)中的斷口微觀形貌結(jié)晶狀明顯，且有較大的撕裂棱，在巖石狀表面有大量撕裂狀小韌窩，此形貌符合脆性斷裂特征。因為在單相區(qū)固溶處理后，組織中αp 相完全消失，以粗大β晶粒為主，當進行拉伸時，組織中粗大β晶粒最先發(fā)生塑性變形，在變形量不斷增加的過程中有微孔形成，大量微孔逐漸長大并接觸相連，導致粗大β晶粒斷裂時形成細小的淺韌窩［16］。
3、結(jié)論
1) 經(jīng)不同溫度固溶處理后，TC11 鈦合金的αp相和βT均有明顯變化，原始組織中被扭轉(zhuǎn)和拉長的αp相隨著固溶溫度升高逐漸變小、變圓，同時體積較小的αp相逐漸消失。
2) 合金經(jīng) 995 ℃ 固溶處理后，其強度達到最大值，其中抗拉強度(Ｒm)為 1403 MPa，屈服強度(Ｒp0.2)為 1158 MPa，合金經(jīng) 955 ℃固溶處理后，其塑性最佳，斷后伸長率(A)為 9.5% ，斷面收縮率(Z)為 32% 。
3) 經(jīng)兩相區(qū)溫度(955、975 ℃)固溶處理后，其拉伸斷口微觀形貌相似，均以韌窩為主，經(jīng) 995 ℃固溶處理后，韌窩的深度變淺且數(shù)量減少，并有明顯撕裂棱出現(xiàn)。經(jīng) 1015 ℃ 固溶處理后，拉伸斷口形貌結(jié)晶狀明顯，且有較大的撕裂棱，在巖石狀表面有大量撕裂狀小韌窩，符合脆性斷裂特征。
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