固溶冷卻方式對(duì)短時(shí)用高溫鈦合金板材組織和性能的影響

王瑞琴， 葛 鵬， 廖 強(qiáng)， 侯 鵬， 劉 宇

(西部金屬材料股份有限公司， 陜西 西安 710201)

高溫鈦合金的研制一直是鈦合金領(lǐng)域最為活躍、最為重要的一個(gè)分支，受到世界各國(guó)鈦合金研究者的高度重視。目前，國(guó)內(nèi)外的主要高溫鈦合金最高使用溫度為600 ℃，但是隨著各國(guó)航空航天領(lǐng)域的快速發(fā)展，新一代的超聲速飛行器、空天飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)及機(jī)體的部分高溫部件使用溫度要求在短時(shí)間內(nèi)達(dá)到650～700 ℃[1-2]?，F(xiàn)有Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系傳統(tǒng)近α型高溫鈦合金已不能滿足新型航天器的需求，且該類(lèi)鈦合金的工藝塑性低，加工困難，而對(duì)于兩相型高溫鈦合金，則具有優(yōu)異的室溫強(qiáng)度和較高的塑性，盡管在長(zhǎng)時(shí)間熱暴露過(guò)程中會(huì)發(fā)生相的不穩(wěn)定分解，導(dǎo)致組織和性能的不穩(wěn)定性，但是在高溫短時(shí)應(yīng)用的背景下，這些因素不再重要。為了滿足國(guó)防領(lǐng)域和航天領(lǐng)域?qū)Ω邷囟虝r(shí)高強(qiáng)鈦合金的迫切需求，研制了一種新型短時(shí)用高溫鈦合金，該合金是在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的基礎(chǔ)上去除Si元素而添加W元素，屬于馬氏體型兩相高溫鈦合金，通過(guò)熱處理改善合金組織，以獲得最佳的綜合力學(xué)性能。本文通過(guò)研究固溶處理后的不同冷卻方式對(duì)合金的組織和性能的影響，為該合金的實(shí)際生產(chǎn)工藝提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)用材料為φ340 mm鑄錠，鑄錠經(jīng)過(guò)3次真空自耗電弧爐熔煉，其化學(xué)成分如表1所示。經(jīng)β單相區(qū)開(kāi)坯、α+β兩相區(qū)的鍛造、軋制，得到厚度為12 mm的板材。采用金相法測(cè)得材料(α+β)/β的相變點(diǎn)Tβ為(980±5) ℃。用線切割切取力學(xué)性能試樣，拉伸試樣的有效尺寸為φ12 mm×65 mm。本試驗(yàn)采用的熱處理工藝如表2所示。室溫和高溫力學(xué)性能測(cè)試均在MST電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，軸向拉伸速率控制在1 mm/min。每種狀態(tài)的試樣數(shù)為2個(gè)，試驗(yàn)溫度分別為室溫、600及700 ℃。金相試樣用HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7(體積比)的腐蝕劑腐蝕，然后在Olympus GX51倒置式光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 冷卻方式對(duì)合金組織的影響

圖1為不同冷卻方式下合金的顯微組織，其中圖1(a) 為合金軋制態(tài)組織，該組織為等軸α相或拉長(zhǎng)的α相和片狀α+β相組成。圖1(b～d)分別為合金在爐冷、空冷和水冷3種方式下的顯微組織。從圖1 可以看出，經(jīng)過(guò)950 ℃×1 h固溶處理后，拉長(zhǎng)的α相均已球化，但不同的冷卻方式下，初生α相的含量、尺寸及次生α相的形貌不同。固溶處理后爐冷方式下，初生α相的含量最多，尺寸也最大，含量約為58%，尺寸約為8 μm，隨著冷卻速度的增大，初生α相的含量和尺寸均逐漸減小，空冷時(shí)α相平均尺寸降低至約6.7 μm，水冷約4.7 μm；空冷時(shí)α相體積分?jǐn)?shù)減少至約33%，水冷約26%。在隨后的時(shí)效過(guò)程中，3種冷卻方式下析出的次生α相尺寸都較細(xì)小，但爐冷析出的次生α相數(shù)量較少，空冷和水冷析出的次生α相尺寸和數(shù)量相差不大。

圖1 短時(shí)用高溫鈦合金板材在不同熱處理制度下的橫向顯微組織(a)軋態(tài); (b)爐冷; (c)空冷; (d)水冷Fig.1 Transverse microstructure of the short-term servicing high-temperature titanium alloy plate under different heat treatment processes(a) as-rolled; (b) furnace cooled; (c) air cooled; (d) water cooled

合金經(jīng)過(guò)相同的950 ℃固溶后，冷卻方式的不同直接影響時(shí)效前組織中殘留的β相含量。爐冷的冷卻速率低，β相有足夠的能量和時(shí)間轉(zhuǎn)化為次生α相，同時(shí)爐冷有足夠的時(shí)間保障合金元素在基體中的擴(kuò)散，從β相中析出的次生α相來(lái)不及長(zhǎng)大就被α相吞并并長(zhǎng)大，因此爐冷出現(xiàn)較大的初生α相和較小的次生α相的混合組織。合金在固溶后的空冷時(shí)，雖冷卻速率較爐冷高，但也有一定的時(shí)間和能量來(lái)保證β轉(zhuǎn)變組織中α相的生長(zhǎng)，其合金元素在基體中也有擴(kuò)散，但擴(kuò)散較慢，α相來(lái)不及吞并析出的次生α相，因此空冷時(shí)的針狀次生α相的尺寸反而較爐冷的長(zhǎng)。另外，該合金的Mo含量較高，空冷和水冷的效果相當(dāng)，時(shí)效開(kāi)始前合金中還殘留有相當(dāng)量的亞穩(wěn)β相，在隨后的時(shí)效過(guò)程中亞穩(wěn)β相進(jìn)一步分解生成較為穩(wěn)定的α+β相[3-5]。水冷時(shí)，殘留的亞穩(wěn)β相來(lái)不及發(fā)生平衡相變形成α相，主要通過(guò)原子遷移得到亞穩(wěn)定過(guò)渡相即α″和α′，α″和α′馬氏體相均為無(wú)擴(kuò)散相形成的很不穩(wěn)定的亞穩(wěn)相[5]，在隨后的時(shí)效過(guò)程中，α″和α′相發(fā)生分解，生成穩(wěn)定的α+β相。因水冷的過(guò)冷度較大，合金元素的擴(kuò)散來(lái)不及進(jìn)行，次生α相的形核率很高，形成大量的次生α核，在時(shí)效過(guò)程中 α相 也沒(méi)有明顯長(zhǎng)大，仍為細(xì)針狀。

2.2 冷卻方式對(duì)合金性能的影響

圖2為固溶后不同冷卻方式下合金的室溫、600 ℃及700 ℃拉伸性能，從圖2可以看出，室溫強(qiáng)度隨冷卻速率的增加而增加，對(duì)應(yīng)的室溫塑性則降低；600、700 ℃高溫強(qiáng)度也隨著冷卻速率的增加而增加，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率隨之有所降低。這是因?yàn)殡S著冷卻速率的增加，殘余β相增多，從而限制了初生α相的長(zhǎng)大；冷卻速率越高，析出的次生α相也越細(xì)小，且次生α相的析出量增多，因此晶界面積增加，在室溫時(shí)起到晶界強(qiáng)化的作用，高溫拉伸時(shí)晶界對(duì)高溫強(qiáng)度的強(qiáng)化作用減弱[6-8]，隨冷卻速率的增加，過(guò)冷度變大，次生α相 形核率升高，尺寸較小的次生α相析出數(shù)量增多，并且分布較為錯(cuò)亂，高溫拉伸變形時(shí)次生α相相互齒合，對(duì)合金的高溫強(qiáng)度起到一定的提高作用。對(duì)比3種固溶冷卻方式下合金的力學(xué)性能，固溶處理后采用空冷方式即可獲得較好的綜合性能，室溫抗拉強(qiáng)度>1200 MPa，伸長(zhǎng)率>10%，600 ℃高溫抗拉強(qiáng)度>750 MPa，伸長(zhǎng)率>25%，700 ℃高溫抗拉強(qiáng)度>450 MPa，伸長(zhǎng)率>40%，且該冷卻方式也適宜于工業(yè)生產(chǎn)。

圖2 不同熱處理制度下短時(shí)用高溫鈦合金板材不同溫度的橫向力學(xué)性能(a)室溫; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃Fig.2 Transverse mechanical properties at different temperatures of the short-term servicing high-temperature titanium alloy plate under different heat treatment processes(a) room temperature; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃

3 結(jié)論

1) 新型短時(shí)用高溫鈦合金熱軋板材經(jīng)不同冷卻方式的固溶處理及時(shí)效后，合金的組織均為α+β相，隨著冷卻速率的增加，初生α相的含量和尺寸逐漸減小，3種冷卻方式下析出的次生α尺寸都較細(xì)小，但爐冷析出的次生α相數(shù)量較少，空冷和水冷析出的次生α相尺寸和數(shù)量相差不大。

2) 固溶冷卻方式對(duì)合金性能有較明顯的影響，隨著冷卻速率的提高，合金的室溫、600 ℃及700 ℃高溫強(qiáng)度提高而塑性降低。合金固溶處理后采用空冷方式可獲得較好的綜合力學(xué)性能。