退火溫度對Ti6246鈦合金組織與拉伸性能的影響

顧忠明，張 起，喬恩利，王雙禮，田鵬飛

(新疆湘潤新材料科技有限公司，新疆 哈密 839000)

鈦及鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐高溫、無磁性、生物兼容性好等眾多優(yōu)異特性，因此在軍工、化學(xué)、醫(yī)學(xué)、航空等領(lǐng)域有著大量的應(yīng)用[1-2]。Ti6246鈦合金的名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo，該合金是一種β穩(wěn)定元素含量較高的兩相鈦合金，使得該合金具有較高的強(qiáng)度，使用領(lǐng)域十分廣泛[3-4]。

由于Ti6246鈦合金的具有十分高的熱敏感性，目前對該合金熱處理的研究也較多，雷錦文等人[5]研究了不同固溶溫度對Ti6246鈦合金組織與性能的影響，結(jié)果表明：當(dāng)固溶溫度位于860～900 ℃區(qū)間內(nèi)，組織中初生以及次生α相的含量與尺寸均隨著溫度升高變化較小，此時呈現(xiàn)出典型的等軸組織，合金拉伸性能無明顯變化，而蠕變性能增加明顯。當(dāng)固溶溫度超過915 ℃，組織中次生α相含量增加明顯，而初生α相含量降低明顯，此時組織呈現(xiàn)出雙態(tài)組織特征，合金拉伸強(qiáng)度降低，塑性升高，而蠕變性能進(jìn)一步增加。

王國強(qiáng)等人[6]研究了熱處理工藝對Ti6246鈦合金組織與力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明：合金經(jīng)固溶處理后，組織中發(fā)生β→α″轉(zhuǎn)變，同時會產(chǎn)生少量的亞穩(wěn)β相，經(jīng)時效處理后，亞穩(wěn)β相會分解為大量細(xì)小次生α相，經(jīng)固溶處理后，拉伸過程中會發(fā)生“雙屈服”，第一屈服點(diǎn)會隨溫度升高而升高。

雖然目前對Ti6246鈦合金的研究較多，但實際工業(yè)生產(chǎn)中，熱處理仍是目前最常見的工藝之一，而目前對該合金熱處理的研究以固溶時效為主，對其他熱處理工藝研究較少，故本文選擇不同的退火溫度對Ti6246鈦合金進(jìn)行加熱處理，隨后研究不同退火溫度對Ti6246鈦合金組織與拉伸性能的關(guān)系，為該合金的實際生產(chǎn)作出相應(yīng)參考。

1 試驗材料與方法

試驗用Ti6246鈦合金為直徑150 mm的棒材，棒材經(jīng)熔煉、鍛造、機(jī)加、探傷等工藝制成，采用ICP測試棒材的具體化學(xué)成分為：6.21 % Al、2.2 % Sn、4.1 % Zr、6.1 % Mo、0.12 % O、Ti余量。使用金相法測得合金的相轉(zhuǎn)變溫度為970 ℃，圖1為Ti6246鈦合金的原始金相組織，由圖1可知，合金的原始金相組織為典型的雙態(tài)組織，該組織由兩部分構(gòu)成，分別為初生α相和β轉(zhuǎn)變組織，初生α相形貌以等軸狀為主，并有少量長條狀α相，而β轉(zhuǎn)變組織由次生α相以及殘余β相構(gòu)成，次生α相形貌為細(xì)針狀，殘余β相位于次生α相之間。

圖1 Ti6246鈦合金原始金相組織

將Ti6246鈦合金棒材進(jìn)行切割加工，隨后對切割后合金進(jìn)行退火處理，根據(jù)合金相轉(zhuǎn)變溫度，分別選取兩相區(qū)與單相區(qū)溫度進(jìn)行加熱，具體退火處理制度為：(930 ℃、950 ℃、970 ℃、990 ℃)×2 h/AC，其中AC表示室溫冷卻。隨后在退火處理后的試樣上進(jìn)行取樣工作，分別取拉伸試樣與金相試樣，為保證試驗結(jié)果的一直性，拉伸試樣取樣方向均為棒材縱向。其中，合金加熱用電阻爐的精度等級為2級，使用Axiomatic型光學(xué)顯微鏡觀察合金的金相組織，使用Instron電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗測試，拉伸的斷口微觀形貌使用ZIESS掃描電子顯微鏡觀察并拍照。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 金相組織

圖2為經(jīng)不同退火溫度處理后的Ti6246鈦合金棒材的金相組織，由圖2可知，與原始金相組織相比較，合金經(jīng)退火處理后，組織變化較大，當(dāng)退火溫度930 ℃時，組織中初生α相含量明顯減少，隨著退火溫度升高至950 ℃時，其含量進(jìn)一步降低，在退火溫度為970 ℃時，此時為相變點(diǎn)溫度，組織中初生α相含量大幅度降低，并出現(xiàn)粗大的β晶粒，在退火溫度為990 ℃時，組織中初生α相完全消失，β晶粒尺寸明顯長大，并有大量細(xì)小的次生α相分布在晶粒中。

當(dāng)退火溫度為兩相區(qū)時，合金在加熱過程中，發(fā)生α→β相的轉(zhuǎn)變，隨著加熱溫度的升高，越來越多的α相將轉(zhuǎn)化為β相，但因為加熱溫度為兩相區(qū)，組織中有部分的α相并未發(fā)生轉(zhuǎn)變，故此時組織由少量α相與β相構(gòu)成。在加熱后冷卻過程中，通常情況下，組織中會發(fā)生β→α、β→α′、β→α″三種轉(zhuǎn)換，當(dāng)冷卻速率較快，且組織中β穩(wěn)定元素含量較高時，會發(fā)生β→α″，當(dāng)β穩(wěn)定元素含量較低時，會發(fā)生β→α′，而試驗的熱處理條件為空冷，其冷卻速率較慢，故發(fā)生β→α的轉(zhuǎn)變[7]，故此時組織中的α相由兩部分構(gòu)成，分別為加熱過程中未溶解的初生α相以及冷卻過程中析出的次生α相。當(dāng)退火溫度為單相區(qū)時，此時組織中α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，在冷卻過程中，組織中析出大量次生α相，故此時組織中只存在次生α相，由此可知，隨著退火溫度的升高，合金的金相組織由雙態(tài)組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片層的β轉(zhuǎn)變組織。

2.2 拉伸性能

圖3為經(jīng)不同退火溫度處理后的Ti6246鈦合金的拉伸性能，可以發(fā)現(xiàn)，隨著退火溫度的不斷增加，合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)與屈服強(qiáng)度(Rp0.2)隨之不斷增加，而其斷后延伸率(A)與斷面收縮率(Z)呈現(xiàn)出與強(qiáng)度相反的趨勢，其隨著退火溫度的升高而逐漸減小，同時可以發(fā)現(xiàn)，在退火溫度為970 ℃時，其塑性降低幅度較大。經(jīng)對比，當(dāng)退火溫度為為990 ℃時，合金的強(qiáng)度達(dá)到最大值，其中其中抗拉強(qiáng)度(Rm)為1399 MPa、屈服強(qiáng)度(Rp0.2)為1228 MPa，當(dāng)退火溫度為930 ℃時，合金塑性值最大，其斷后延伸率(A)為9 %，斷面收縮率(Z)為20 %。

圖3 經(jīng)不同退火溫度處理后的拉伸性能

在退火溫度不斷升高的過程中，組織中的初生α相含量不斷降低，因為組織中初生α相的形貌以等軸狀為主，有文獻(xiàn)指出[8]，等軸狀的α相中包含較多的滑移系，其可協(xié)調(diào)性較好，導(dǎo)致在塑性變形過程中，可開動的滑移系較多，當(dāng)退火溫度較低時，此時組織中等軸α相的含量較多，拉伸時的塑性變形可以快速的分散至其他的晶粒中，會降低晶粒中位錯產(chǎn)生的密集開動，進(jìn)而發(fā)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，使得拉伸試樣過早斷裂。因此當(dāng)退火溫度為930 ℃時，因為此時溫度較低，少量α相轉(zhuǎn)化為β相，組織中包含大量的等軸α相，在發(fā)生塑性變形時，起到較大的協(xié)調(diào)性，會產(chǎn)生較大的塑性變形，故此時合金的強(qiáng)度較低而塑性較高。當(dāng)退火溫度升至950 ℃時，組織中等軸α相含量減小，同時析出的次生α相含量增加，在塑性變形過程中，在次生α相內(nèi)產(chǎn)生較多位錯，從而增加滑移時產(chǎn)生的位錯塞積，故合金的強(qiáng)度增加而塑性降低[9]。在退火溫度為970 ℃時，此時合金達(dá)到相轉(zhuǎn)變溫度，組織中的等軸α相含量下降明顯，且組織中出現(xiàn)粗大的β晶粒，故導(dǎo)致合金的塑性值大幅度降低，當(dāng)退火溫度為990 ℃時，組織中僅有粗大β晶粒以及大量細(xì)小的次生α相，導(dǎo)致合金塑性進(jìn)一步降低，但降低幅度較小。

2.3 拉伸斷口形貌

圖4為經(jīng)不同退火溫度處理后的拉伸斷口形貌，在退火溫度為930 ℃與950 ℃時，拉伸斷口形貌主要由大量韌窩組成(圖4a、圖4b)，斷口形貌中韌窩的數(shù)量與尺寸能體現(xiàn)合金拉伸性能的好壞，韌窩的數(shù)量越多且尺寸越大，則合金的塑性性能越好，當(dāng)韌窩的數(shù)量較少且尺寸越小時，則合金的塑性越差。當(dāng)拉伸試樣在進(jìn)行拉伸試驗的過程中，較快的應(yīng)變速率會導(dǎo)致組織中的位錯產(chǎn)生應(yīng)力集中，同時，組織中的微孔會開始形核，在拉伸不斷進(jìn)行過程中，位錯在運(yùn)動時產(chǎn)生的排斥力會逐漸降低并有少量的位錯進(jìn)入微孔中，重新激活位錯源，隨著拉伸過程中會不斷有位錯產(chǎn)生，導(dǎo)致位錯會不斷進(jìn)入微孔中，促使微孔開始生長，最后大量微孔聚集在拉伸斷口處并留下痕跡，形成韌窩[10]。

a:930 ℃ b.950 ℃

當(dāng)退火溫度為970 ℃時，發(fā)現(xiàn)斷口形貌以巖石狀形貌為主，并有少量的韌窩覆蓋在表面，且斷口形貌起伏明顯，出現(xiàn)明顯的撕裂棱，這是因為此時接近相變點(diǎn)溫度，組織中的等軸狀初生α相大量減小，形成粗大β晶粒，此形貌符合溫度位于相變點(diǎn)溫度，由韌性斷裂向脆性斷裂轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)。當(dāng)固溶溫度為990 ℃時，可以發(fā)現(xiàn)此時的斷口形貌具有明顯的解離臺階，具有粗大的巖石形貌，只有十分少量的韌窩，說明此時合金為明顯的脆性斷裂，合金塑性較差，這是因為此時溫度位于單相區(qū)，組織中初生α相完全消失，粗大的β晶粒在發(fā)生塑性變形時，其協(xié)調(diào)形較差，空洞容易在β晶界處形成并擴(kuò)展，導(dǎo)致合金塑性大幅度降低[11]。

3 結(jié)論

(1)合金經(jīng)不同退火溫度處理后，隨著退火溫度的逐漸升高，初生α相含量不斷減少，當(dāng)退火溫度高于相轉(zhuǎn)變溫度后，組織中的初生α相全部消失，并析出大量次生α相。

(2)隨著退火溫度的不斷升高，合金強(qiáng)度不斷升高，而塑形不斷降低，當(dāng)退火溫度達(dá)到990 ℃時，合金強(qiáng)度最大，其中抗拉強(qiáng)度為1399 MPa、屈服強(qiáng)度為1228 MPa，當(dāng)退火溫度為930 ℃時，合金塑性性能最好，斷后延伸率為9 %，斷面收縮率為20%。

(3)當(dāng)退溫度位于兩相區(qū)時，斷口形貌以韌窩為主，隨著退火溫度升高，韌窩數(shù)量減小，當(dāng)退火溫度位于單相區(qū)時，斷口形貌以巖石狀形貌為主。