退火溫度對Ti662合金顯微組織和拉伸性能的影響

張 鈞, 李炎洲,, 董利民, 張志強, 雷曉飛

(1. 沈陽大學(xué) 機械學(xué)院, 遼寧 沈陽 110044; 2. 中國科學(xué)院 金屬研究所, 遼寧 沈陽 110016)

目前,在航空航天緊固件中應(yīng)用最為廣泛的鈦合金材料是雙相的TC4合金,該合金具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能和工藝性能,是美國等發(fā)達國家在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用最為廣泛的鈦合金材料,尤其是作為緊固件材料.但由于TC4合金的β相元素含量較少,淬透性差且抗高溫性能低,于是在TC4合金的基礎(chǔ)上開發(fā)出來了Ti662高強鈦合金[1-3].Ti662合金由于含有較多的β相穩(wěn)定化元素V,合金的固溶強化效果明顯,此外,加入質(zhì)量分數(shù)為0.5%Cu和0.5%Fe可進一步提高其熱處理強化能力[3],通過這些元素的調(diào)整,合金淬透厚度可達到 38.1～50.4 mm,從而在工程應(yīng)用上彌補了TC4合金淬透性差的缺點[4].

在工程應(yīng)用上,大部分結(jié)構(gòu)件選用退火態(tài)作為使用狀態(tài)[5-6],根據(jù)《鈦及鈦合金棒材標準》(GB/T 2965—2007),Ti662合金在工程應(yīng)用上的退火溫度區(qū)間為700～800 ℃,要求合金的抗拉強度大于1 030 MPa.不同退火溫度處理會造成顯微組織、初生α相(αp)的體積分數(shù)和β相晶粒平均面積及相組成的差異,進而直接影響合金的力學(xué)性能.目前,國內(nèi)針對Ti662合金退火溫度開展的系統(tǒng)研究較少,因此,本文系統(tǒng)地研究了不同溫度退火處理對合金顯微組織中晶粒平均面積和相體積分數(shù)的影響及與拉伸性能的對應(yīng)關(guān)系.

1 材料與方法

利用真空自耗熔煉爐制備出Ti662合金鑄錠,合金各化學(xué)成分質(zhì)量分數(shù)見表1.鑄錠經(jīng)開坯、鍛造、軋制、拉拔等工藝,制備出直徑為8.7 mm的棒材,拉拔棒材的顯微組織見圖1,其中暗灰色相為αp相,亮灰色相為β相.采用金相法測定該合金的相變點為(955±5) ℃.對Ti662合金絲坯進行680、700、720、750和770 ℃等不同溫度退火處理,在相應(yīng)溫度下各保溫1.5 h,然后出爐空冷.物相分析采用Rigaku Smartlab X射線衍射儀(XRD)CuK進行.顯微組織分析采用HITACHI S-4800冷場發(fā)射掃描電鏡(SEM).利用Ti662合金橫截面顯示的αp相和β相晶粒輪廓,定量測量晶粒面積,從而確定出αp相體積分數(shù)和β相晶粒平均面積.采用INSTRON 5582萬能材料試驗機進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為1 mm·min-1,拉伸試樣的工作直徑為4 mm,標距為20 mm.

表1 Ti662合金各化學(xué)成分質(zhì)量分數(shù)Table 1 Mass fraction of chemical composition of Ti662 alloy %

圖1 Ti662合金拉拔態(tài)SEM圖Fig.1 SEM image of drawing state of Ti662 alloy

2 結(jié)果與分析

圖2為不同退火溫度處理后的Ti662合金試樣的XRD圖譜.可見,不同退火溫度的試樣均由α相和β相組成,α相中α(10-10)面衍射峰強度最高,β相中β(110)面的衍射峰強度最高.不同退火溫度處理后試樣的XRD衍射峰位置無明顯變化,但衍射峰強度變化明顯.

圖2 不同退火溫度處理后的Ti662合金的XRD圖譜

Fig.2 XRD patterns of Ti662 alloy annealed at different temperatures

圖3為不同退火溫度處理后Ti662合金試樣的SEM圖,從圖中可以看出其顯微組織的變化.其中暗灰色相為αp相,亮灰色相為β相,不同退火

圖3 不同退火溫度處理后的Ti662合金SEM圖Fig.3 SEM images of the micro-structures of Ti662 alloy annealed at different temperatures

溫度處理后顯微組織均為等軸組織,隨退火溫度升高(680～770 ℃),αp相的含量降低,晶粒平均面積變大,退火過程伴隨著α相到β相轉(zhuǎn)變.

所有退火溫度試樣的β相中均未觀察到次生α相(αs),這表明在退火溫度區(qū)間680～770 ℃空冷條件下,β相相對穩(wěn)定,不會析出αs相[7],退火處理過程中β相晶粒平均面積變大,是由于發(fā)生α相到β相的轉(zhuǎn)變和β相再結(jié)晶長大.

圖4為不同退火溫度處理后的αp相體積分數(shù)的變化趨勢,可見,αp相的體積分數(shù)先在低溫段緩慢下降,當(dāng)退火溫度超過720 ℃后快速降低.

圖5為不同退火溫度處理后β相晶粒平均面積的變化趨勢,可見,β相晶粒平均面積隨退火溫度升高先緩慢增加,當(dāng)溫度超過720 ℃后快速增加.β相晶粒平均面積的變化趨勢與αp相體積分數(shù)的變化趨勢恰恰相反.

圖4 Ti662合金αp相體積分數(shù) 隨退火溫度的變化趨勢Fig.4 Variation trend of αp phase volume fraction with annealing temperature

圖5 Ti662合金β相晶粒平均面積隨退火溫度的變化趨勢

Fig.5 Variation trend ofβphase grain with annealing temperature

圖6為不同退火溫度處理后Ti662合金試樣的室溫拉伸性能測試,可見,隨著退火溫度的升高,試樣的抗拉強度下降,塑性略有升高,但變化不大.由于在本文設(shè)定的退火溫度區(qū)間中,顯微組織均為等軸組織,合金由αp相和β相組成,β相中無αs相的析出,因此,主要由兩相晶粒平均面積決定合金的強度.由圖5可知,β相晶粒平均面積隨退火溫度升高而增加,導(dǎo)致α-α相界面、α-β相界面和β-β相界面減少,相界阻礙位錯滑移能力降低,強度下降;另外,α相和β相晶粒平均面積增大,導(dǎo)致位錯滑移距離增大,強度降低.此外,β相體積分數(shù)隨退火溫度升高而增加,根據(jù)位錯滑移理論[8],與α相的密排六方結(jié)構(gòu)相比,β相的體心立方結(jié)構(gòu)滑移系較多,在拉伸過程中,位錯在受力作用下發(fā)生滑移,合金整體滑移系較多,更容易發(fā)生位錯堆垛的現(xiàn)象,導(dǎo)致強度降低.隨退火溫度升高,合金顯微組織中恢復(fù)和再結(jié)晶充分,塑性略有提高.

圖6 不同退火溫度處理后的Ti662合金室溫拉伸性能測試

Fig.6 Room-temperature tensile properties of Ti662 alloy annealed at different temperatures

圖7為不同退火溫度處理后Ti662合金試樣拉伸斷口SEM圖.可見,所有斷口纖維區(qū)都呈現(xiàn)出暗灰色,合金斷口的表面不平整,邊緣較高,心部較低,可以明顯觀察到剪切唇、纖維區(qū),但幾乎觀察不到這兩者中間的放射區(qū),纖維區(qū)中可以看到明顯的同心圓區(qū)域,表明韌性較好,因此都表現(xiàn)為韌性斷裂特征,整體上合金拉伸斷口形貌差別不大.此外,從微觀形貌來看,不同退火溫度試樣拉伸后的微觀斷口形貌在纖維區(qū)都為微孔斷裂方式,可以清晰地看到等軸狀的韌窩,但隨著退火溫度升高,韌窩加深,且尺寸變大.這是因為隨退火溫度增加,αp相逐漸減少,β相增多,合金恢復(fù)和再結(jié)晶充分,塑性提高,韌窩加深.

圖7 不同退火溫度處理后的Ti662合金拉伸斷口SEM圖Fig.7 SEM images of tensile fracture of Ti662 alloy treated with different annealing temperatures

3 結(jié) 論

1) Ti662合金經(jīng)680～770 ℃區(qū)間退火處理后的顯微組織均為等軸組織;隨著退火溫度升高,合金中αp相體積分數(shù)降低,β相體積分數(shù)增大,兩種相的晶粒平均面積均增大,并且β相中無αs相析出.

2) 隨著退火溫度升高,Ti662合金的抗拉強度和屈服強度均降低,塑性略有升高;拉伸斷口韌窩尺寸和韌窩深度均增加,呈現(xiàn)明顯的高低起伏.

3) Ti662合金的優(yōu)化退火處理溫度為720～750 ℃,可以獲得強度和塑性的良好匹配.