加工工藝對(duì)Ti7Al4Mo合金棒材組織性能和超聲聲速的影響

李 運(yùn)，韓飛孝，秦立東，孫小平，鄭念慶，劉廣發(fā)，王凱旋

(1.海裝廣州局，貴州 貴陽 550016) (2.西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司 特種鈦合金材料制備技術(shù)國(guó)家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710018) (3.首都航天機(jī)械有限公司，北京 100076)

Ti7Al4Mo合金為α+β兩相鈦合金，在國(guó)外已被大量用于制造噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)、導(dǎo)彈及其他武器裝備等[1]。近年來，Ti7Al4Mo合金在醫(yī)療領(lǐng)域也獲得應(yīng)用，如用來制造醫(yī)用超聲手術(shù)刀[2]。為保證超聲手術(shù)刀使用的穩(wěn)定性，不僅要求材質(zhì)具有高的力學(xué)性能，同時(shí)對(duì)聲波在材質(zhì)中的傳播速度(即超聲聲速)也有一定的要求。超聲聲速是描述超聲波在介質(zhì)中傳播特性的基本物理量，與材料的組織形態(tài)密切相關(guān)，而組織形態(tài)除受合金成分影響外，主要由加工工藝(包括變形和熱處理)決定。鄭念慶等[3-5]研究了不同熱處理?xiàng)l件下TC4鈦合金顯微組織及超聲聲速的變化情況，時(shí)靖等[6]研究了鍛造變形量對(duì)TC4鈦合金鍛件組織和超聲聲速的影響，喬治等[7]研究了普通退火和固溶+時(shí)效處理對(duì)Ti7Al4Mo合金組織與性能的影響。目前，鮮有關(guān)于熱變形工藝和熱處理工藝對(duì)Ti7Al4Mo合金組織性能和超聲聲速影響的綜合研究。為此，對(duì)比分析了熱變形(變形量、變形溫度)和固溶+時(shí)效處理(固溶溫度、固溶后冷卻方式、時(shí)效溫度)對(duì)Ti7Al4Mo合金棒材組織、力學(xué)性能和超聲聲速的影響，以期合理優(yōu)化加工工藝，制備出高性能、高超聲聲速的棒材。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為經(jīng)3次真空自耗電弧熔煉(VAR)+多火次墩拔鍛造制備的φ85 mm Ti7Al4Mo合金棒坯，其β相轉(zhuǎn)變溫度為1020 ℃，化學(xué)成分如表1所示。棒坯組織為典型的雙態(tài)組織，由初生等軸α相+β轉(zhuǎn)變組織組成，初生等軸α相含量約為60%。將Ti7Al4Mo合金棒坯切割成相同長(zhǎng)度，按照表2方案進(jìn)行精鍛加工，得到規(guī)格分別為φ40 mm和φ60 mm的棒材。

表1 Ti7Al4Mo合金棒坯的化學(xué)成分(w/%)

表2 Ti7Al4Mo合金棒材的精鍛方案

從不同規(guī)格的Ti7Al4Mo合金棒材上切取試樣，按照表3方案進(jìn)行熱處理。為更加真實(shí)模擬實(shí)際生產(chǎn)情況，進(jìn)行固溶水冷試驗(yàn)時(shí)試樣從熱處理爐取出到入水過程耗時(shí)1 min。

表3 Ti7Al4Mo合金棒材的熱處理方案

在不同規(guī)格的Ti7Al4Mo合金棒材橫向R/2處切取金相試樣，經(jīng)磨拋后采用腐蝕劑(HF、HNO3、H2O體積比為1∶3∶6)進(jìn)行浸蝕。采用蔡司Axio Vert.A1倒立式顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察，采用Image-Pro Plus 5.0圖像分析軟件分析初生α相含量(5個(gè)不同視場(chǎng)的平均值)。在熱處理后的棒材橫截面R/2處沿縱向切取拉伸試樣，采用Zwick Z330試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，每組測(cè)試3個(gè)試樣，取平均值。采用CL400型超聲脈沖反射儀測(cè)量棒材R/2處的超聲聲速，至少測(cè)試3個(gè)不同位置，取平均值作為測(cè)量結(jié)果。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱變形對(duì)棒材的影響

2.1.1 變形量

圖1是980 ℃兩火精鍛φ40 mm和一火精鍛φ60 mm Ti7Al4Mo合金棒材的顯微組織。從圖1可以看出，2種規(guī)格棒材的顯微組織均為由一定量初生α相+β轉(zhuǎn)變組織組成的雙態(tài)組織，但α相的含量、尺寸及分布有一定差異。φ40 mm棒材的初生α相含量不足40%，尺寸偏小，φ60 mm棒材的初生α相含量超過50%，尺寸偏大。這是由于2種規(guī)格棒材的熱變形過程不同導(dǎo)致的。精鍛過程持續(xù)時(shí)間長(zhǎng)，棒材在鍛造過程中有一定的溫降，且變形量越大，變形道次越多，溫降越明顯。φ40 mm棒材精鍛時(shí)的累積變形量達(dá)到78%，大量的初生α相在鍛造過程中被壓扁、拉長(zhǎng)甚至破碎，導(dǎo)致α相尺寸稍小于累計(jì)變形量只有50%且精鍛過程持續(xù)時(shí)間短的φ60 mm棒材。φ40 mm棒材為兩火精鍛成形，第1火精鍛至φ65 mm后回溫至980 ℃，導(dǎo)致精鍛得到的細(xì)小α相轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪?，進(jìn)而使第2火精鍛后初生α相含量低于φ60 mm棒材。

圖1 980 ℃精鍛不同規(guī)格Ti7Al4Mo合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructures of different specification Ti7Al4Mo alloy bars precision forged at 980 ℃: (a) φ40 mm; (b) φ60 mm

圖2是980 ℃精鍛不同規(guī)格Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10工藝熱處理后的顯微組織。與圖1鍛態(tài)組織相比，經(jīng)固溶+時(shí)效處理后2種規(guī)格棒材的扁平狀初生α相轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀且分布均勻性提高，這是熱處理過程中α→β相變和再結(jié)晶的共同結(jié)果。此外，由于固溶溫度低于精鍛溫度，組織具有遺傳性，故熱處理后φ40 mm棒材的初生α相含量要稍低于φ60 mm棒材。

圖2 980 ℃精鍛不同規(guī)格Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10工藝熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of different specification Ti7Al4Mo alloy bars precision forged at 980 ℃ after HT10 process heat treatment: (a) φ40 mm; (b) φ60 mm

表4是980 ℃精鍛不同規(guī)格Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10工藝熱處理后的力學(xué)性能和超聲聲速(vultrason)。從表4可以看出，2種規(guī)格棒材的力學(xué)性能都滿足AMS4970L要求(Rm≥1103 MPa，Rp0.2≥1034 MPa，A≥8%，Z≥15%)，φ40 mm棒材的強(qiáng)度高于φ60 mm棒材，但塑性偏低。這是因?yàn)棣?0 mm棒材鍛后初生α相含量低，大量的α穩(wěn)定元素在固溶+時(shí)效處理時(shí)以極細(xì)小的次生α相析出，起到了彌散強(qiáng)化的效果，導(dǎo)致棒材的強(qiáng)度高但塑性偏低；φ60 mm棒材的初生α相含量高，固溶+時(shí)效處理時(shí)析出的細(xì)小次生α相含量低，因而其強(qiáng)度偏低、塑性較高。經(jīng)固溶+時(shí)效處理后，φ40 mm棒材的超聲聲速達(dá)到6179 m/s，但低于φ60 mm棒材(6205 m/s)。這是因?yàn)槌暡ǖ膫鞑ニ俣群徒橘|(zhì)的彈性模量是呈正相關(guān)的。一方面鈦合金α相屬于密排六方結(jié)構(gòu)，其本身彈性模量要高于體心立方結(jié)構(gòu)的β相，故聲波在α相的傳播速度要高于β相。φ40 mm棒材的初生α相含量低于φ60 mm棒材，故聲波的傳播速度慢。另一方面，在相同精鍛溫度下，φ40 mm棒材的變形量大，其縱向α相的拉長(zhǎng)程度高于φ60 mm棒材，導(dǎo)致其縱向的彈性模量低于φ60 mm棒材，超聲波的傳播速度慢。

表4 980 ℃精鍛不同規(guī)格Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10工藝熱處理后的力學(xué)性能及超聲聲速

2.1.2 變形溫度

圖3是經(jīng)950、980、1000 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10工藝熱處理后的顯微組織，其對(duì)應(yīng)的室溫拉伸性能和超聲聲速見表5。從圖3可以看出，不同溫度精鍛的棒材經(jīng)固溶+時(shí)效處理后均為雙態(tài)組織，初生α相等軸性良好，但相含量有所差異。950 ℃精鍛棒材經(jīng)熱處理后的α相含量在50%以上，980 ℃時(shí)降低為約40%，1000 ℃時(shí)降低為30%以下，說明精鍛溫度對(duì)Ti7Al4Mo合金棒材顯微組織中α相含量影響顯著。從表5可以看出，隨著精鍛溫度的升高，Ti7Al4Mo合金棒材強(qiáng)度呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)，這主要與初生α相和次生α相的含量有關(guān)。Ti7Al4Mo合金的β穩(wěn)定元素含量高，其強(qiáng)化方式主要是固溶+時(shí)效處理強(qiáng)化，一般來說時(shí)效過程中彌散析出的次生α相含量越高強(qiáng)度越高，但初生α相的含量對(duì)強(qiáng)度也有一定的影響。當(dāng)因初生α相含量降低造成的強(qiáng)度損失大于次生α相析出造成的強(qiáng)度增加時(shí)，棒材的整體強(qiáng)度會(huì)有所下降，故精鍛溫度為980 ℃時(shí)Ti7Al4Mo合金棒材的強(qiáng)度最高。

圖3 不同溫度精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10工藝熱處理后的顯微組織Fig.3 Microstructures of φ40 mm Ti7Al4Mo alloy bars precision forged at different temperatures and after heat treatment by HT10 process: (a) 950 ℃；(b) 980 ℃；(c) 1000 ℃

表5 不同溫度精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)HT10>工藝熱處理后的力學(xué)性能及超聲聲速

從表5還可以看出，隨著精鍛溫度的升高，φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材的超聲聲速逐漸提高，從950 ℃時(shí)的6169 m/s提高到1000 ℃時(shí)的6210 m/s，這主要與棒材組織中初生α相的含量和縱向α相取向有關(guān)。增加α相含量會(huì)提高棒材的超聲聲速，但精鍛造成的縱向α相取向增強(qiáng)會(huì)導(dǎo)致彈性模量降低，進(jìn)而使超聲聲速降低[8]，Ti7Al4Mo合金棒材最終的超聲聲速是二者綜合作用的結(jié)果。隨著精鍛溫度的升高，Ti7Al4Mo合金棒材的α相含量降低，其超聲聲速理應(yīng)逐漸降低，但由于精鍛溫度的升高降低了縱向α相的取向性，因而彈性模量增大，導(dǎo)致其縱向超聲聲速提高且提高幅度大于因α相含量降低造成的超聲聲速降低，從而導(dǎo)致Ti7Al4Mo合金棒材的超聲聲速隨著精鍛溫度的升高也逐漸升高。

2.2 熱處理對(duì)棒材的影響

2.2.1 固溶處理

圖4是980 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝固溶處理后的顯微組織，對(duì)應(yīng)的超聲聲速如表6所示。從圖4可以看出，固溶水冷棒材由一定量的大小不一的初生α相+過冷馬氏體組成，固溶空冷棒材由一定量的初生α相和少量呈點(diǎn)狀或短棒狀次生α相以及殘留β相組成。從表6可以看出，固溶水冷棒材的超聲聲速遠(yuǎn)低于固溶空冷棒材。這是由于鈦合金自高溫快速冷卻時(shí)，β相可轉(zhuǎn)變?yōu)榱骄Ц竦闹虚g過渡相，即六方馬氏體、斜方馬氏體或過冷β相[9]，其彈性模量隨著晶格致密度的降低而降低，從而導(dǎo)致固溶水冷棒材的超聲聲速低于固溶空冷棒材。在相同固溶冷卻方式下，精鍛溫度越高，Ti7Al4Mo合金棒材固溶處理后的超聲聲速也越高，這與其組織遺傳性有關(guān)。

圖4 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝固溶處理后的顯微組織Fig.4 Microstructures of φ40 mm Ti7Al4Mo alloy bars after different solution treatments: (a) HT1；(b) HT2； (c) HT3; (d) HT4; (e) HT5; (f) HT6

表6 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝固溶處理后的超聲聲速

圖5是980 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝固溶+時(shí)效處理后的顯微組織，其對(duì)應(yīng)的室溫拉伸性能和超聲聲速見表7。從圖5a～5c和圖5e可以看出，當(dāng)固溶溫度為900～940 ℃時(shí)，棒材由大小不一的初生α相+彌散分布的次生α相+殘余β相組成；當(dāng)固溶溫度達(dá)到960 ℃時(shí)，精鍛形成的點(diǎn)狀初生α相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，?dǎo)致整體初生α相含量降低，次生α相含量升高，如圖5d、5f所示。

與表6中經(jīng)固溶處理的棒材相比，表7中經(jīng)固溶+時(shí)效處理的棒材超聲聲速明顯提高，這是因?yàn)闀r(shí)效過程中，馬氏體逐漸分解，析出了彌散分布的次生α相，導(dǎo)致整體的彈性模量升高，超聲聲速提高。棒材經(jīng)固溶水冷+時(shí)效處理后的超聲聲速低于經(jīng)固溶空冷+時(shí)效處理的棒材，這可能與馬氏體在時(shí)效過程中未完全轉(zhuǎn)變有關(guān)。

從表7中的力學(xué)性能可以看出，固溶水冷+時(shí)效處理的Ti7Al4Mo合金棒材室溫拉伸強(qiáng)度遠(yuǎn)高于固溶空冷+時(shí)效處理棒材，且固溶溫度越高，強(qiáng)度越大，但對(duì)應(yīng)的塑性越差。(900～960)℃固溶水冷+550 ℃/8 h/AC時(shí)效熱處理后強(qiáng)度和塑性都滿足AMS4970L要求；(940～960)℃固溶空冷+550 ℃/8 h/AC時(shí)效熱處理后，塑性較高，但屈服強(qiáng)度低于AMS4970L要求。

圖5 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝固溶+時(shí)效處理后的顯微組織Fig.5 Microstructures of φ40 mm Ti7Al4Mo alloy bars after different solution and aging treatments: (a) HT7；(b) HT8；(c) HT9; (d) HT10; (e) HT11; (f) HT12

表7 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝固溶+時(shí)效處理后的力學(xué)性能及超聲聲速

對(duì)于Ti7Al4Mo合金棒材，為保證強(qiáng)度和塑性均滿足AMS4970L要求且保持高的超聲聲速，建議固溶溫度在940～960 ℃之間，冷卻方式選用水冷。

2.2.2 時(shí)效處理

圖6是980 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)940 ℃/1.5 h/WQ固溶+不同時(shí)效處理后的顯微組織，其對(duì)應(yīng)的室溫拉伸性能和超聲聲速如表8所示。

表8 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經(jīng)不同工藝時(shí)效處理后的力學(xué)性能及超聲聲速

隨著時(shí)效溫度的升高，初生等軸α相的含量沒有明顯差異，但細(xì)小的次生α相逐漸長(zhǎng)大(圖6)，棒材的超聲聲速也逐漸提高(表8)。這是因?yàn)闀r(shí)效溫度的提高導(dǎo)致馬氏體分解出的次生α相含量逐漸增多，整體彈性模量逐漸提高，超聲波傳播速度加快。從表8中的力學(xué)性能可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，棒材強(qiáng)度逐漸下降，塑性逐漸提高。時(shí)效溫度為510 ℃時(shí)，棒材屈服強(qiáng)度最高，達(dá)到1142 MPa，但延伸率最低，僅為8.5%，處于AMS4970L標(biāo)準(zhǔn)下限水平。當(dāng)時(shí)效溫度提高到620 ℃時(shí)，棒材塑性達(dá)到最高，但屈服強(qiáng)度僅有1004 MPa，已不滿足AMS4970L標(biāo)準(zhǔn)要求。因此，Ti7Al4Mo合金棒材的時(shí)效熱處理制度非常關(guān)鍵，建議選用(550～600)℃/8 h/AC時(shí)效處理，此時(shí)超聲聲速也能保持在較高水平。

3 結(jié) 論

(1) 變形量和精鍛溫度對(duì)Ti7Al4Mo合金棒材的組織和超聲聲速有著顯著影響。隨著精鍛溫度的升高，棒材α相含量逐漸降低，超聲聲速逐漸提高，強(qiáng)度先提高后降低。相同精鍛溫度下，精鍛變形量大的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材超聲聲速低于變形量小的φ60 mm棒材，但強(qiáng)度稍高。

(2) Ti7Al4Mo合金棒材固溶水冷后的超聲聲速低于固溶空冷后，且隨著固溶溫度和時(shí)效溫度的升高，超聲聲速逐漸提高。隨著固溶溫度的升高和時(shí)效溫度的降低，棒材的強(qiáng)度提高但塑性下降。

(3) 熱處理制度選用(940～960)℃/1.5 h/WQ+(550～600)℃/8 h/AC時(shí)，Ti7Al4Mo合金棒材的強(qiáng)度和塑性匹配較好且超聲聲速較高。