熱處理工藝對高強鈦合金組織及力學性能的影響

王富強，張瑞雪，楊立新，王曉巍，馬英杰，黃森森，雷家峰

(1. 沈陽飛機工業(yè)(集團)有限公司，遼寧 沈陽 110850) (2. 東北大學材料科學與工程學院，遼寧 沈陽 110819) (3. 中國科學院金屬研究所 師昌緒先進材料創(chuàng)新中心，遼寧 沈陽 110016)

1 前 言

鈦及鈦合金具有高比強度、抗腐蝕、耐高溫等諸多優(yōu)異性能。隨著航空航天、海洋工程、武器裝備、生物醫(yī)療、石油化工等領(lǐng)域?qū)Σ牧闲阅苄枨蟮牟粩嗌?，高強鈦合金快速發(fā)展[1-5]。近β型鈦合金可通過優(yōu)化加工工藝和熱處理工藝獲得高強高韌的優(yōu)異性能[6]。通常將抗拉強度達到1300 MPa、延伸率達到6%、斷裂韌性達到50 MPa/m2的鈦合金稱為超高強鈦合金[7]。研究表明，β晶粒尺寸、α片層的長度厚度和晶界α相是影響鈦合金強韌性的主要因素，晶內(nèi)的α片層可以強化β基體，同時延長裂紋擴展路徑，有利于優(yōu)化合金強韌性[8]。連續(xù)的α晶界會影響合金的塑性，但是當晶粒尺寸大于裂紋尖端塑性區(qū)時則不會影響合金的韌性[9]。Niinomi等研究發(fā)現(xiàn)[10]，Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金的β晶粒尺寸增加，裂紋形核抗力增加，進而合金斷裂韌性提高。為了獲得高強高韌鈦合金，通常對鈦合金進行β相區(qū)熱處理以獲得較大尺寸的等軸β晶粒，通過進一步時效強化獲得全片層組織來提高合金強度[11，12]。

β相區(qū)處理形成等軸β晶粒，β晶粒尺寸及晶界強度是影響超高強鈦合金強韌性的主要因素，通過調(diào)控熱處理工藝參數(shù)實現(xiàn)對鈦合金顯微組織的控制，是一種經(jīng)濟且有效的強韌化手段[13，14]。本文通過調(diào)控高強鈦合金熱處理制度獲得具有不同β晶粒尺寸及不同晶界形貌的組織，研究了β相區(qū)固溶時間對β晶粒尺寸及高強鈦合金力學性能的影響，探究了兩階段固溶過程中晶界的粗化行為對合金力學性能的影響，為高強鈦合金的工業(yè)生產(chǎn)提供理論參考。

2 實 驗

實驗用鈦合金選用作者研究組自主研發(fā)的一種新型Ti-Al-Mo-V-Cr-X合金，合金相變點約為800 ℃。經(jīng)過3次真空自耗熔煉獲得鑄錠，β相區(qū)開坯后進行(α+β)相區(qū)及β相區(qū)鍛造獲得直徑為400 mm的大規(guī)格鈦合金棒材。為了避免大規(guī)格棒材組織的均勻性不足，影響實驗結(jié)果，試樣只截取鍛造棒材心部材料。多種熱處理工藝設(shè)計如圖1所示。對合金試樣進行β相區(qū)固溶處理，保溫5～240 min后空冷，再統(tǒng)一于530 ℃時效4 h，如圖1a所示。對合金進行兩階段固溶，兩階段固溶方式A：先在高于相變點溫度(820 ℃)下固溶1 h后空冷至室溫，再經(jīng)(α+β)相區(qū)不同溫度(740，760和780 ℃)分別保溫1 h后空冷至室溫(分別計為820+740、820+760和820+780)，最后進行530 ℃/4 h時效處理，如圖1b所示。兩階段固溶方式B：在820 ℃固溶1 h后緩慢爐冷至(α+β)相區(qū)不同溫度(740，760和780 ℃)，分別保溫1 h后空冷至室溫(分別計為820～740、820～760和820～780)，最后進行530 ℃/4 h時效處理，如圖1c所示。

圖1 β相區(qū)固溶及兩階段固溶處理后時效處理工藝圖：(a)β相區(qū)熱處理及時效，(b)兩階段固溶A及時效，(c)兩階段固溶B及時效Fig.1 The schematic diagrams of heat treatment for the alloy：(a)β region solution and aging，(b)two-stage solution A and aging，(c)two-stage solution B and aging

上述固溶及時效處理的試樣經(jīng)過機械研磨、拋光及化學腐蝕后，采用金相顯微鏡及TESCAN MIRA3場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察合金組織。利用INSTRON 5982拉伸機對各組試樣進行勻速拉伸實驗，拉伸速率為0.5 mm/min。利用SANS-ZBC2452-C金屬擺錘沖擊試驗機對各組試樣進行金屬夏比U型開口沖擊試驗。

3 結(jié)果與討論

通過調(diào)控固溶及時效熱處理制度獲得具有等軸β晶粒及α片層的鈦合金，探究β晶粒尺寸及晶界形貌對超高強鈦合金力學性能的影響。

3.1 β晶粒尺寸對合金力學性能的影響

鈦合金經(jīng)過820 ℃保溫5～240 min后空冷至室溫，再經(jīng)過統(tǒng)一530 ℃時效4 h，其顯微組織如圖2所示。固溶時間為5和10 min時，由于保溫時間較短，尚未觀察到再結(jié)晶β晶粒，仍能觀察到彎曲的原始β晶界，晶粒直徑分別為154和143 μm。當固溶時間為20 min時，可觀察到部分具有平直晶界的再結(jié)晶β晶粒，再結(jié)晶晶粒尺寸較小，其直徑為55 μm。當固溶時間為30 min時，合金全部β晶界平直清晰，表明合金發(fā)生完全再結(jié)晶，同時再結(jié)晶β晶粒長大，其直徑約為88 μm。固溶5和10 min時可觀察到不連續(xù)的晶界，如圖3a和3b所示；固溶時間為20 min時，可觀察到已發(fā)生再結(jié)晶的平直晶界(圖3c)，未完全再結(jié)晶時仍能夠觀察到少量初生α相存在；當固溶時間為30 min時，僅存在平直晶界(圖3d)，此時合金發(fā)生完全再結(jié)晶。如圖2e～2f所示，隨著固溶時間的延長，再結(jié)晶β晶粒均勻長大，尺寸逐漸增加，當固溶時間達到240 min時，β晶粒尺寸最大，直徑約為186 μm。β晶粒的長大是界面遷移的結(jié)果，在恒溫下界面遷移的驅(qū)動力可表示為式(1)：

圖2 高強鈦合金經(jīng)820 ℃不同時間固溶處理后的顯微組織：(a)5 min，(b)10 min，(c)20 min，(d)30 min，(e)60 min，(f)120 min，(g)240 minFig.2 Microstructure of high strength titanium alloy solution for different time at 820 ℃：(a)5 min，(b)10 min，(c)20 min，(d)30 min，(e)60 min，(f)120 min，(g)240 min

圖3 不同固溶時間下晶界的形貌：(a)5 min，(b)10 min，(c)20 min，(d)30 minFig.3 Morphologies of grain boundary solution for different time：(a)5 min，(b)10 min，(c)20 min，(d)30 min

式中，γ為界面能(J/m2)；R為界面的曲率半徑(m)；p為界面遷移驅(qū)動力(J/m3)。晶粒半徑越小，界面曲率越大，界面的曲率半徑越小，則相變驅(qū)動力越大，界面的遷移速率越大。界面的遷移過程即減小界面曲率、降低界面兩側(cè)自由能差的過程[15]。因此在等溫固溶過程中，隨著保溫時間的延長，一部分尺寸較大的晶粒持續(xù)長大，而尺寸較小的晶粒隨著晶界的遷移而逐漸縮小最終消失。因此，在固溶時間為60～240 min的顯微組織中觀察到晶粒尺寸差異較大。β晶粒尺寸與固溶時間的關(guān)系如圖4所示，當合金發(fā)生完全再結(jié)晶后，晶粒尺寸隨固溶時間增加而顯著變大。

圖4 β晶粒尺寸隨固溶時間的變化Fig.4 The relationship between average diameter of β grains and solution time

超高強鈦合金力學性能隨固溶時間的變化如圖5所示，固溶時間為5～20 min時合金強度較高，塑性與韌性較低，這是由于固溶時間較短，合金未完全發(fā)生再結(jié)晶，仍有部分原始組織保留。固溶時間在30～240 min范圍時，合金發(fā)生完全再結(jié)晶，隨固溶時間增加，β晶粒直徑從88增加至186 μm。而合金的力學性能與固溶時間不符合線性規(guī)律，分析認為，固溶時間為60 min時，大量因界面遷移形成的小尺寸晶粒引起局部應(yīng)力集中，此時合金屈服強度及抗拉強度達到最高，分別為1346和1391 MPa。固溶時間對合金的延伸率、斷面收縮率以及沖擊韌性沒有顯著影響，這是由于：合金經(jīng)短時間固溶后晶粒尺寸較小，增加了裂紋沿晶開裂的可能性，同時在一定程度上延長了裂紋的擴展路徑；隨著固溶時間增加，晶粒直徑增加，晶界數(shù)量減少，減少了沿晶開裂的可能性，提升了合金的塑性及韌性。因此，綜合以上2方面因素，固溶時間對合金的塑性及韌性無顯著影響。

圖5 高強鈦合金不同時間固溶處理后的力學性能：(a)工程應(yīng)力，(b)伸長率、斷面收縮率和沖擊韌性Fig.5 Mechanical properties of high strength titanium alloy solution for different time：(a)engineering stress，(b)elongation，reduction of area，impact energy

3.2 晶界形貌對合金力學性能的影響

為了研究晶界形貌對合金力學性能的影響，采用兩階段固溶方式A和B來獲得晶界粗化的組織。時效處理后，片層狀次生α相會在β基體中析出，并與基體符合Burgers取向關(guān)系。次生α片層的尺寸與厚度取決于時效溫度與時間，為了避免次生α片層形貌對合金力學性能產(chǎn)生影響，對2種方式獲得的固溶組織統(tǒng)一于530 ℃時效4 h，獲得最終顯微組織如圖6所示。基體中均勻排列著尺寸及厚度相近的微米級次生α片層，不同熱處理條件均可觀察到晶界的粗化現(xiàn)象，(α+β)相區(qū)固溶溫度越低，晶界粗化現(xiàn)象越明顯。

圖6 合金經(jīng)不同方式固溶及時效后顯微組織：(a～c)兩階段固溶A，(d～f)兩階段固溶BFig.6 Microstructure of the alloy soluted in different solution conditions：(a～c)two-stage solution A，(d～f)two-stage solution B

在兩階段固溶方式A中，β型鈦合金在β相區(qū)固溶后獲得具有平直晶界的等軸β晶粒，α相形成于第二階段(α+β)相區(qū)固溶階段，由于超高強鈦合金β穩(wěn)定元素含量較高，β基體比較穩(wěn)定，借助晶界形核所需能量遠低于晶內(nèi)自身均勻形核所需能量[16，17]，因此α相率先于晶界處形成，并逐漸向晶內(nèi)長大，形成粗化的α晶界，如圖6a～6c所示。當(α+β)相區(qū)固溶溫度為740 ℃時，在圖6a晶內(nèi)觀察到少量初生α相。根據(jù)鈦合金熱力學平衡相圖，α相比例隨固溶溫度降低而升高，740 ℃固溶時溫度較低，較大的過冷度提升了形核驅(qū)動力促進α相形核。當固溶溫度升高時，過冷度提供的臨界形核功不能克服形核能壘，因此在760和780 ℃固溶時未能觀察到晶內(nèi)初生α相存在，且隨著(α+β)相區(qū)固溶溫度降低，晶界粗化程度明顯。

在兩階段固溶方式B中，β相區(qū)固溶后緩慢爐冷至(α+β)相區(qū)不同溫度保溫，爐冷的冷卻速率約為1 ℃/min。由于冷卻速率低，在緩慢冷卻過程中初始階段β基體內(nèi)既沒有成分起伏也沒有溫度起伏，導致初生α相難以在β晶粒內(nèi)形核。隨著冷卻時間的延長，固溶溫度逐漸降低，初生α相以部分β晶界作為異質(zhì)形核點沿β晶界析出，并逐漸向晶粒內(nèi)部生長。在鈦合金中初生α相的比例隨(α+β)相區(qū)固溶溫度的降低而升高，在固溶方式B中，(α+β)相區(qū)固溶溫度越低，晶界粗化的數(shù)量越多。但在圖6d～6f中并沒有觀察到(α+β)相區(qū)固溶溫度對晶界的粗化程度產(chǎn)生顯著影響。這是由于固溶溫度越低，促進α晶界長大的動力學驅(qū)動力越低，不利于α晶界長大。

合金經(jīng)2種方式固溶后進行統(tǒng)一時效，其拉伸性能與沖擊性能如圖7所示。在2種固溶方式下存在著相似的規(guī)律，隨著(α+β)相區(qū)固溶溫度升高，合金的強度與塑性均有所提高，沖擊韌性的變化則不明顯。結(jié)合顯微組織分析認為，在兩階段固溶方式A中，(α+β)相區(qū)固溶溫度越低，晶界粗化的效果越顯著；而在兩階段固溶方式B中，(α+β)相區(qū)固溶溫度越低，粗化的晶界數(shù)量越多，同時合金的強度和塑性均降低，表明晶界粗化使晶界變得薄弱，同時影響合金的強度及塑性。這是由于粗化的晶界由初生α相構(gòu)成，時效后形成的α片層使β基體得到了強化，使其強度遠高于晶界α相。因此拉伸實驗過程中粗化的α晶界優(yōu)先發(fā)生變形，而被強化的β基體難以變形。隨著變形程度的增加，應(yīng)力集中于α晶界界面而形成裂紋，且裂紋易于沿晶界擴展發(fā)生沿晶斷裂，導致合金的強度與塑性同時降低[17]。合金僅進行β相區(qū)固溶及時效的β晶界未經(jīng)粗化，其屈服強度為1346 MPa，抗拉強度為1391 MPa，延伸率為5%，如圖5中固溶60 min所示。與之相比，兩階段固溶使晶界粗化后強度和塑性均有不同程度的降低，其中固溶方式A的晶界粗化效果比固溶方式B顯著，因此合金強度整體較低。

圖7 合金經(jīng)不同方式固溶及時效后力學性能：(a，b)兩階段固溶A，(c，d)兩階段固溶BFig.7 Mechanical properties of the alloy solution with different solution conditions and aging：(a，b)two-stage solution A，(c，d)two-stage solution B

圖8為2種兩階段固溶及統(tǒng)一時效后拉伸斷口形貌，觀察發(fā)現(xiàn)，試樣宏觀斷口存在大量平整的小平面，進一步觀察斷口高倍照片，發(fā)現(xiàn)這些小平面光滑平整，為典型的沿晶斷裂面，同時也存在部分深度較淺的韌窩，表明斷裂機制為存在沿晶斷裂的混合斷裂機制。通過對比發(fā)現(xiàn)，在兩階段固溶方式A中觀察到更多光滑平整的沿晶斷裂面，也驗證了晶界粗化效果顯著的樣品更易發(fā)生沿晶斷裂，使得合金強度與塑性同時變差。因此，在實際生產(chǎn)過程中應(yīng)避免強度較低的α晶界發(fā)生粗化，晶界薄弱的問題亟待深入研究。

圖8 合金經(jīng)不同方式固溶及時效后拉伸斷口形貌：(a～c)兩階段固溶A，(d～f)兩階段固溶BFig.8 Fracture morphologies of alloy soluted in different solution conditions and aging：(a～c)：two-stage solution A，(d～f)two-stage solution B

4 結(jié) 論

(1)對超高強鈦合金在相變點(800 ℃)以上固溶，隨后進行530 ℃時效處理，隨著固溶時間延長，合金平均β晶粒尺寸逐漸增加，等溫固溶過程β晶界遷移，部分晶粒長大，部分晶?？s小直至消失，該過程會形成晶粒尺寸差異較大的現(xiàn)象。β相區(qū)保溫30～240 min對合金拉伸性能和沖擊性能沒有顯著影響。

(2)對超高強鈦合金進行兩階段固溶及530 ℃時效處理，在固溶方式A(β相區(qū)固溶水冷至室溫后再進行(α+β)相區(qū)固溶)中，隨著第二階段(α+β)相區(qū)固溶溫度降低，晶界粗化效果逐漸明顯，在740 ℃固溶時因過冷度較大，部分β晶粒內(nèi)部形成初生α相；在固溶方式B(β相區(qū)固溶后爐冷至(α+β)相區(qū)固溶)中，緩慢的冷卻速度僅使部分晶界粗化，隨著固溶溫度降低，晶界α相長大的動力學驅(qū)動力降低，因此不同固溶溫度下晶界粗化效果相當，但固溶溫度越低，粗化的晶界數(shù)量越多。

(3)粗化的晶界α強度低，變形過程中優(yōu)先變形，產(chǎn)生應(yīng)力集中而開裂，裂紋沿晶擴展導致合金的強度與塑性同時降低，且晶界粗化效果越明顯，對合金的強度及塑性影響越大，由于晶粒尺寸沒有發(fā)生改變，對合金沖擊韌性沒有顯著影響。