Ti-5Al-10Cr合金棒材的時(shí)效響應(yīng)研究

李 倩，葛 鵬，周 偉，趙永慶

(1.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)(2.西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司，陜西 西安 710201)

Ti-5Al-10Cr合金棒材的時(shí)效響應(yīng)研究

李 倩1，葛 鵬2，周 偉1，趙永慶1

(1.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)(2.西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司，陜西 西安 710201)

對(duì)固溶處理的近β型Ti-5Al-10Cr合金進(jìn)行了不同溫度和時(shí)間的時(shí)效處理，觀察了時(shí)效處理后合金的顯微組織，分析了合金的相組成，并對(duì)硬度及拉伸性能進(jìn)行了測(cè)試分析。結(jié)果表明，隨著時(shí)效溫度的提高，析出α相的體積分?jǐn)?shù)先增多后減少，合金的抗拉強(qiáng)度與α相體積分?jǐn)?shù)有著同樣的變化趨勢(shì)；合金在低溫長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效或高溫時(shí)效時(shí)，會(huì)析出TiCr2相，時(shí)效溫度較低時(shí)該相對(duì)合金硬度有一定貢獻(xiàn)，隨著時(shí)效溫度升高，該析出相長(zhǎng)大，對(duì)硬度的貢獻(xiàn)下降。

Ti-5Al-10Cr合金；時(shí)效響應(yīng)；析出相

0 引 言

近β型鈦合金以其高強(qiáng)度、高斷裂韌性和優(yōu)良的抗腐蝕性能，成為航空航天領(lǐng)域重要的結(jié)構(gòu)材料。眾所周知，析出強(qiáng)化是近β型鈦合金的主要強(qiáng)化手段之一，析出相的尺寸、形狀和分布規(guī)律等對(duì)合金的力學(xué)性能有著至關(guān)重要的影響[1-2]。已有相關(guān)研究表明[3-5]，近β型鈦合金經(jīng)過(guò)固溶處理后，在不同的溫度區(qū)間時(shí)效會(huì)出現(xiàn)不同的析出行為。因?yàn)闀r(shí)效工藝會(huì)影響合金中析出相的形貌、尺寸及分布，而通過(guò)研究簡(jiǎn)單三元系近β鈦合金的時(shí)效析出行為來(lái)研究析出強(qiáng)化效應(yīng)不失為一種簡(jiǎn)便的研究方法。本研究依托國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃項(xiàng)目，對(duì)近β型Ti-5Al-10Cr合金進(jìn)行固溶、時(shí)效等熱處理，通過(guò)光學(xué)金相組織分析、掃描斷口分析、透射電鏡分析、XRD分析等研究手段，研究時(shí)效工藝對(duì)合金組織特征與力學(xué)性能的影響，以期探明該合金α相、β相的轉(zhuǎn)變與形態(tài)演變特征及時(shí)效響應(yīng)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為采用真空自耗電弧爐熔煉的Ti-5Al-10Cr合金鑄錠，鑄錠在β相區(qū)開(kāi)坯，兩相區(qū)鍛造成70 mm×70 mm方棒。用金相法測(cè)得合金相變點(diǎn)為850±5 ℃。從棒材上取縱向拉伸試樣、硬度試樣、金相試樣及XRD試樣。對(duì)試樣進(jìn)行900 ℃×30 min/WQ固溶處理。為了解時(shí)效制度對(duì)合金組織性能的影響，在固溶制度相同的前提下共進(jìn)行了4種溫度、7種時(shí)間的時(shí)效處理，具體時(shí)效制度見(jiàn)表1。

表1 Ti-5Al-10Cr合金的時(shí)效處理制度

Table 1 Heat treatment program for Ti-5Al-10Cr alloy

硬度測(cè)試在450D型維氏硬度測(cè)試儀上進(jìn)行，壓頭壓力10 kg，保壓時(shí)間30 s。拉伸測(cè)試在INSTRON 5982型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。顯微組織觀察在Olympus-PMG3型光學(xué)顯微鏡上完成。拉伸斷口形貌觀察在JEOL JSM-6390A型掃描電子顯微鏡上完成。XRD分析在D8 ADVANCE型XRD分析儀上進(jìn)行，試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm。

2 結(jié)果與分析

2.1 Ti-5Al-10Cr合金固溶處理后的組織

為了使成分和組織均勻化，強(qiáng)化時(shí)效響應(yīng)，大部分的β型鈦合金均進(jìn)行固溶處理。前期研究結(jié)果表明，固溶溫度超過(guò)900 ℃，尤其是達(dá)到1 100 ℃時(shí)，合金晶粒會(huì)急劇增大，因此選取的固溶溫度為900 ℃。圖1為T(mén)i-5Al-10Cr合金在900 ℃固溶處理30 min后水冷的金相照片。由圖1可知，合金固溶處理后呈現(xiàn)出較為均勻的等軸β晶粒，β晶粒平均尺寸為213 μm。Ti-5Al-10Cr合金含有大量的β穩(wěn)定元素，臨界冷卻速度也較小，因此能將β相全部保持到室溫。圖2為T(mén)i-5Al-10Cr合金在900 ℃固溶處理后的XRD譜圖。由圖2可見(jiàn)，合金由單一β相組成，說(shuō)明在固溶處理的冷卻過(guò)程中，沒(méi)有次生相析出。

圖1 Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)900 ℃固溶后的金相照片F(xiàn)ig.1 Metallograph of Ti-5Al-10Cr alloy solution treated at 900 ℃

圖2 Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)900 ℃固溶處理后的XRD譜圖Fig.2 XRD pattern of Ti-5Al-10Cr alloy solution treated at 900 ℃

2.2 Ti-5Al-10Cr合金的時(shí)效響應(yīng)

圖3為經(jīng)900 ℃×30 min/WC固溶處理后的Ti-5Al-10Cr合金，再經(jīng)不同溫度、不同時(shí)間時(shí)效處理后的硬度變化曲線。由圖3可知，在400、500 ℃時(shí)效處理時(shí)，時(shí)效硬化效果明顯，Ti-5Al-10Cr合金時(shí)效響應(yīng)較快，尤其400 ℃時(shí)效處理時(shí)，合金的時(shí)效響應(yīng)十分迅速，得到的時(shí)效硬度峰值也比其他溫度下的峰值要高；在600、700 ℃時(shí)效處理時(shí)，尤其是700 ℃時(shí)效時(shí)，合金的時(shí)效硬化效果較差，時(shí)效前后的硬度基本處于同一水平。

圖3 Ti-5Al-10Cr合金維氏硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線Fig.3 The Vicker’s hardness of Ti-5Al-10Cr alloy following the change of aging time

為考察時(shí)效時(shí)間對(duì)晶格常數(shù)的影響，利用測(cè)得的Ti-5Al-10Cr合金的XRD圖譜，通過(guò)JADE軟件計(jì)算出其在500、600 ℃時(shí)效處理后析出α相的晶格常數(shù)a、c，進(jìn)而得到c/a值。圖4為T(mén)i-5Al-10Cr合金晶格參數(shù)c/a值隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。

圖4 Ti-5Al-10Cr合金晶格參數(shù)c/a值隨時(shí)效時(shí)間變化曲線Fig.4 Ti-5Al-10Cr alloy lattice constant c/a curve varied with the aging time

如果合金更易于變形的話，對(duì)應(yīng)的硬度值應(yīng)該較小。這是因?yàn)樵嚇釉谟捕葴y(cè)試時(shí)更容易出現(xiàn)較大的壓痕。對(duì)比圖3、圖4可以看出，合金在600 ℃時(shí)效時(shí)，晶格參數(shù)c/a值與硬度值對(duì)應(yīng)的較好，即c/a值小時(shí)硬度值也相應(yīng)較小，其曲線與硬度隨時(shí)效時(shí)間變化曲線基本吻合。而在500 ℃時(shí)效時(shí)，2h硬度上升(圖3)而此時(shí)的c/a值卻降低，4h情況與2h相反，此時(shí)硬度值下降而c/a值卻升高，但是4h的硬度值比1h略高，c/a值同樣表現(xiàn)為比1h的c/a值略高，其他點(diǎn)變化趨勢(shì)基本吻合。

2.3Ti-5Al-10Cr合金的時(shí)效析出行為

圖5為固溶處理Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的XRD譜圖。未經(jīng)時(shí)效處理的合金，由單一的亞穩(wěn)β相組成(圖2)，{110}、{211}、{200}等譜線強(qiáng)度很高。經(jīng)過(guò)500 ℃時(shí)效后，合金中析出了大量的α相，其β相的譜線已經(jīng)非常不明顯，只有最強(qiáng)峰{110}能顯示出來(lái)(圖5a)，說(shuō)明此時(shí)的α相含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于β相含量。600 ℃時(shí)效時(shí)，可以看出析出相α{100}、{002}、{110}譜線的強(qiáng)度較500 ℃時(shí)(圖5b)有很大提高，說(shuō)明合金中α相含量逐步增加，并且出現(xiàn)了TiCr2相(圖5b)。Cr是一種慢共析型β穩(wěn)定元素，從Ti-Cr相圖可知[6]，在667 ℃附近存在共析點(diǎn)，當(dāng)溫度降至該溫度以下時(shí)，發(fā)生共析反應(yīng)，平衡狀態(tài)下析出共析反應(yīng)產(chǎn)物——金屬間化合物TiCr2相。Ti-4.5Cr合金在550 ℃保溫100 h析出TiCr2相，Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金在540 ℃熱暴露100 h出現(xiàn)TiCr2相[7]。TiCr2相是一種高熔點(diǎn)、高硬度的金屬間化合物，對(duì)合金硬度的提高有貢獻(xiàn)。在600 ℃時(shí)效4 h后，出現(xiàn)了比較明顯的TiCr2相(圖5b)，還有少量的β相，此時(shí)對(duì)應(yīng)的硬度值(圖3)有比較明顯的升高。而在700 ℃時(shí)效時(shí)，因?yàn)槌^(guò)了TiCr2相形成的溫度，所以沒(méi)有形成TiCr2相(圖5c)，而同時(shí)β相體積分?jǐn)?shù)較600 ℃時(shí)明顯增大。

圖5 Ti-5Al-10Cr合金在不同溫度時(shí)效后的XRD 譜圖Fig.5 XRD pattern of Ti-5Al-10Cr alloy aged at different temperatures

圖6為T(mén)i-5Al-10Cr合金經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的SEM照片。Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)400 ℃時(shí)效4 h后，從放大2萬(wàn)倍的掃描照片中(圖6a)幾乎看不到析出的α相，500 ℃時(shí)效4 h后析出的α相為細(xì)小的片層狀(圖6b)。600 ℃時(shí)效4 h后，在β基體上析出的依然為片層狀α相，比500 ℃時(shí)效得到的α相尺寸大。而在700 ℃時(shí)效，因?yàn)槌^(guò)了TiCr2相形成的溫度，所以沒(méi)有TiCr2相的存在(圖5c)，而同時(shí)β相體積分?jǐn)?shù)有明顯增多。析出的α相為片層狀(圖6d)，與圖6c相比，片層α相粗化嚴(yán)重。

Ti-5Al-10Cr合金具有隨著時(shí)效溫度的升高，析出α相體積分?jǐn)?shù)先增多后減少現(xiàn)象，有著多方面的原因。對(duì)于亞穩(wěn)β、近β鈦合金，由于β穩(wěn)定元素含量較多，在固溶或退火過(guò)程中有大量不穩(wěn)定的殘余β相保留，時(shí)效過(guò)程中，這些殘余β相分解，會(huì)發(fā)生下列反應(yīng)[8-9]：①β→α+ω；②β→α+ω→α+β；③β→α+β′→β+α；④β→α+β。在本研究中，僅發(fā)現(xiàn)發(fā)生了反應(yīng)④，這是一種同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，也是分解反應(yīng)，即α相的形核和長(zhǎng)大過(guò)程。

圖6 Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM micrographs of Ti-5Al-10Cr alloy with different heat treatments

Ti-5Al-10Cr合金在400～500 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行時(shí)效處理，當(dāng)時(shí)效溫度較低(400 ℃)時(shí)，α相容易形核，但擴(kuò)散困難，不容易長(zhǎng)大，這樣就會(huì)形成細(xì)小彌散的α相。時(shí)效溫度升高至500 ℃時(shí)，α相呈增多趨勢(shì)，這是因?yàn)樵谳^低的溫度(400 ℃)下雖然α相形核容易，但是很多核心由于原子擴(kuò)散困難，只有一部分能夠長(zhǎng)大形成析出相[10]。隨時(shí)效溫度進(jìn)一步升高(>500 ℃)，α相則由于過(guò)冷度過(guò)小而形核困難，長(zhǎng)大容易，這樣得到的析出α相體積分?jǐn)?shù)有一定下降，尺寸較大。但近β鈦合金由于Tβ低(760～800 ℃)[11]，兩相區(qū)的溫度范圍也隨之較低，如果時(shí)效溫度過(guò)高，就存在隨時(shí)效溫度升高，部分α相發(fā)生溶解的現(xiàn)象。因此，Ti-5Al-10Cr合金表現(xiàn)出析出α相的體積分?jǐn)?shù)隨時(shí)效溫度的升高先增加后減少的現(xiàn)象。對(duì)比圖6可以看出，Ti-5Al-10Cr合金的最佳時(shí)效溫度為500 ℃，在這個(gè)溫度下形核和核心長(zhǎng)大達(dá)到最佳匹配，從而得數(shù)量較多且彌散析出的α相。

2.4 時(shí)效析出行為對(duì)拉伸性能的影響

根據(jù)Ti-5Al-10Cr合金的時(shí)效硬化表現(xiàn)，即在時(shí)效4 h時(shí)基本達(dá)到最大值，所以選取時(shí)效時(shí)間為4 h。而考慮到400 ℃時(shí)效處理時(shí)合金的硬度值較高，塑性會(huì)比較差，因此在拉伸性能測(cè)試制度的選擇上暫不考慮400 ℃低溫時(shí)效。表2列出了900 ℃固溶的Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)600、700 ℃時(shí)效4 h后的拉伸性能。從表2可以看出，700 ℃時(shí)效較600 ℃時(shí)效后強(qiáng)度平均高出了約100 MPa，說(shuō)明該鈦合金時(shí)效后顯微組織中次生α相的體積分?jǐn)?shù)和形態(tài)決定了合金的強(qiáng)度水平。然而600 ℃時(shí)效合金的強(qiáng)度與700 ℃相比雖有些降低，但依然發(fā)生脆性斷裂，未能測(cè)出延伸率，說(shuō)明合金塑性較差。時(shí)效溫度越低，塑性會(huì)越差，因此沒(méi)有對(duì)該合金進(jìn)行500 ℃時(shí)效后的室溫拉伸測(cè)試。

表2 Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的拉伸性能

Table 2 Tensile properties of Ti-5Al-10Cr alloy after different aging treatments

圖7為固溶后的Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的拉伸斷口形貌。從圖中可以看出，Ti-5Al-10Cr合金無(wú)論是600 ℃時(shí)效還是700 ℃時(shí)效，斷口平齊而光亮，斷口形貌均呈現(xiàn)結(jié)晶狀，為脆性斷裂。而且斷口的微觀形貌中有清晰可見(jiàn)的沿晶裂紋，這與合金的低塑性相對(duì)應(yīng)。

圖7 Ti-5Al-10Cr合金經(jīng)不同溫度時(shí)效后的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of Ti-5Al-10Cr alloy after aging at different temperatures

3 結(jié) 論

(1)隨著時(shí)效溫度的升高，Ti-5Al-10Cr合金析出的α相體積分?jǐn)?shù)先增多后減少，合金的抗拉強(qiáng)度與α相體積分?jǐn)?shù)有著同樣的變化趨勢(shì)。

(2)隨著時(shí)效溫度的升高，在600 ℃時(shí)會(huì)析出TiCr2相，該析出相對(duì)合金硬度有一定貢獻(xiàn)，時(shí)效溫度繼續(xù)升高，該析出相長(zhǎng)大，對(duì)硬度貢獻(xiàn)下降。

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Response of Aging-treatment on Ti-5Al-10Cr Titanium Alloy Bar

Li Qian1,Ge Peng2,Zhou Wei1,Zhao Yongqing1

(1.Northwest Institute for Nonferrous Metal Research,Xi’an 710016,China)( 2.Western Titanium Technologies Co.,Ltd.,Xi’an 710201,China)

The beta Ti-5Al-10Cr alloy after solution treatment was aged at different temperature and time. The microstructure of the titanium alloy after aging treament was observed and the phase composition was analysed. The hardness and tensile properties of the alloy were also tested. The results show that the volume fraction ofα-phase increases to the maximum value at first, and then decreases with increasing of aging temperature. The more amount ofα-phase, the higher tensile strength of the alloy. TiCr2phase will be found after over-time aging at low temperature or at high temperature aging. TiCr2phase could certainly improve the hardness of the alloy. However, TiCr2phase will grow with increasing of aging temperature, which leads to the low hardness of the alloy.

Ti-5Al-10Cr alloy; aging response;precipitated phase

TG146.2+3

A

1009-9964(2016)06-0016-05

2016-09-28

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51471136)；國(guó)家國(guó)際科技合作專(zhuān)項(xiàng)資助項(xiàng)目(2015DFA51430)

李倩(1981—)，女，高級(jí)工程師。