熱處理對Ti-5331合金板材組織及力學性能的影響

2020-03-24 05:47:18吳金平羅媛媛趙恒章趙永慶1

鈦工業進展 2020年1期

趙彬，吳金平,羅媛媛，趙恒章，趙永慶1,

(1.西北工業大學，陜西西安 710072)(2.西安稀有金屬材料研究院有限公司，陜西西安 710016)(3.西北有色金屬研究院，陜西西安 710016)

鈦合金因其具有高的比強度、良好的機械性能和熱穩定性、優良的焊接性能和耐腐蝕性等優點，在航空航天、艦船及兵器等領域獲得了廣泛應用[1-2]。雖然鈦合金不是傳統的核材料，但其較全面的材料性能數據、高的抗沖擊及抗疲勞性能、優良的中子輻照衰減性能以及成熟的工業化生產等優點，在核工業領域受到越來越多的關注[3]。Ti-5331合金是西北有色金屬研究院研發的一種新型核反應堆用結構鈦合金，名義成分為Ti-5Al-3V-3Zr-0.8Cr，采用一定量的同晶型β穩定元素V及中性元素Zr對合金進行強化，同時添加Cr元素優化合金的中子輻照衰減性能和沖擊韌性[4]。該合金為近α型鈦合金，既具有α型鈦合金良好的熱強性和可焊性，又具有接近于α+β型鈦合金的工藝塑性，通常在退火狀態下使用，可用于反應堆耐壓殼體、高壓容器及輻照環境下的焊接結構件等。

前期作者主要研究了Cr元素強化對Ti-5331合金組織及性能的影響，優化了合金成分，并通過熱壓縮模擬試驗對合金的熱加工性能進行了研究，確定了合適的加工窗口[5]。核反應堆耐壓殼體主要使用的是Ti-5331合金板材和鍛件，因此為了提高板材的綜合力學性能及批次穩定性，獲得高強耐輻照鈦合金板材的最佳熱處理工藝條件，本研究主要考察不同的退火熱處理制度對Ti-5331合金板材顯微組織、室溫拉伸性能及沖擊韌性的影響，旨在為Ti-5331合金板材的批量穩定生產提供指導。

1 實驗

1.1 實驗材料

采用經3次真空自耗電弧爐熔煉的Ti-5331合金鑄錠，其質量為200 kg，β相變點為925 ℃。鑄錠經單相區開坯，多火次鍛造后，末火次在α+β兩相區鍛成δ60 mm×340 mm×400 mm板坯。板坯經表面處理后，在β相變點以上30 ℃開坯，軋至一定厚度后換向軋制成δ15 mm×400 mm×1 000 mm，再在兩相區850 ℃一火次軋制成δ6 mm×400 mm×L板材。板材實測化學成分如表1所示。圖1為軋制態Ti-5331合金板材的SEM照片。從圖1可以看出，軋制態Ti-5331合金板材原始態組織中有沿軋制方向拉長、扭曲變形的短片狀α相，但未發現晶界α相，說明Ti-5331合金經過60%變形量軋制變形足夠充分，且合金在軋制過程中未發生動態再結晶。

表1Ti-5331合金板材化學成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of Ti-5331 alloy plate

圖1 軋制態Ti-5331合金板材的SEM照片Fig.1 SEM image of Ti-5331 alloy plate after rolling

1.2 實驗方法

沿軋制態Ti-5331合金板材的橫向切取拉伸、沖擊及金相試樣。采用箱式電阻爐對試樣進行簡單退火熱處理，熱處理制度分別為700 ℃×1 h/AC、800 ℃×1 h/AC、900 ℃×1 h/AC、950 ℃×1 h/AC。力學性能測試采用INSTRON1185多功能拉伸試驗機進行，試樣尺寸按照GB/T 228.1—2010標準中R8號試樣加工；夏比沖擊試驗采用PTM2000金屬擺錘式示波沖擊試驗機，按照GB/T 229—1994《金屬夏比缺口沖擊試驗方法》在室溫下進行，試樣為5 mm×10 mm×55 mm 的V型缺口標準試樣。采用奧林巴斯 PMG3臥式光學顯微鏡和JMS6460掃描電鏡進行顯微組織及沖擊斷口形貌的觀察；采用EM-200GX型透射電鏡觀察和分析合金的微觀組織。

2 結果與討論

2.1 熱處理對Ti-5331合金板材組織的影響

圖2為不同退火溫度下Ti-5331合金板材的SEM照片。從圖2可以看出，隨著退火溫度的升高，合金組織中α相發生了靜態再結晶，且再結晶初生α相有長大趨勢。700 ℃低溫退火，板材組織已開始發生靜態再結晶，基體組織仍以變形扭曲片狀α相為主，在片狀α相交界或斷裂處有細小等軸α相再結晶形核(圖2a)，這與板條剪切球化模型相似[6]。800 ℃退火，α相已完全等軸化，合金組織不但發生了α相和β相的再結晶，同時發生了較明顯的α→β相轉變(圖2b)。900 ℃退火，由于接近合金相變點，β相轉變組織中已經明顯有片狀α相析出(圖2c)。950 ℃退火，由于退火溫度超過相變點，等軸α相消失，β相隨著冷卻轉變為粗大的板條α相，板材組織轉變為粗網籃組織(圖2d)。

圖2 不同溫度退火后Ti-5331合金板材的SEM照片Fig.2 SEM images of Ti-5331 alloy plate annealed at different temperatures:(a)700 ℃；(b)800 ℃；(c)900 ℃；(d)950 ℃

為了進一步了解Ti-5331合金板材在退火過程中再結晶形核特點，對700 ℃退火樣品進行了TEM觀察，結果見圖3。從圖3可以看出，軋制變形后不同取向的片狀α相相互交錯切斷，成為合金退火再結晶形核的最佳位置，而片狀α相內部的大量位錯纏結為形核提供了驅動力。隨著退火溫度升高， 800 ℃退火α相已完全再結晶(圖2b)。這主要是軋制溫度低，板材變形儲存的畸變能較大，隨著退火溫度的升高，在退火過程中發生了再結晶形核和長大，初生等軸α相尺寸在5 μm左右。900 ℃高溫退火，該溫度接近合金相變點，合金組織轉變為雙態組織，初生α相比例相比800 ℃退火減少，β轉變基體尺寸逐漸增大，其中次生α相束域尺寸及片層厚度等均增大。

圖3 Ti-5331合金板材經700 ℃退火后的TEM照片Fig.3 TEM image of Ti-5331 alloy plate annealed at 700 ℃

圖4是軋制態與不同溫度退火后Ti-5331合金板材的XRD圖譜。由圖4可以看出，不同溫度退火空冷后，板材組織由α相和β相組成，未有其他析出相。而軋制態板材組織中除了α相和β相外，還有少量的ω相析出，這是由于冷卻速度較快而形成的。

圖4 Ti-5331合金板材經不同溫度退火后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of Ti-5331 alloy plate annealed at different temperatures

2.2 熱處理對Ti-5331合金板材力學性能的影響

Ti-5331合金屬于近α型鈦合金，時效熱處理強化作用有限，為了研究退火溫度對板材性能的影響，測試了不同溫度簡單退火試樣的拉伸性能，如圖5所示。從圖5可以看出，隨著退火溫度的升高，Ti-5331合金板材抗拉強度略有降低隨后升高，屈服強度隨退火溫度升高呈降低趨勢，因此合金的屈強比逐漸降低。在相變點以下退火，退火溫度對Ti-5331合金板材延伸率影響不大，基本穩定在18%左右，斷面收縮率在900 ℃時升高至64%。這主要是因為700～900 ℃的退火溫度高于合金的結晶溫度，軋制變形儲存的畸變能作用在片狀組織扭曲交匯處形核球化，隨著等軸α相含量占比增多，造成合金屈服強度降低，斷面收縮率略有升高。然而Ti-5331合金為近α型鈦合金，兩相區窗口窄，只有接近相變點退火，才會獲得強塑性匹配良好的雙態組織(有大量的次生片狀α相存在，見圖2c)。當退火溫度達到950 ℃后，Ti-5331合金板材抗拉強度略有升高，屈服強度繼續降低，斷面收縮率顯著下降，延伸率也出現了降低。這主要是因為退火溫度超過相變點后，合金組織轉變為粗大的板條組織，因沒有等軸α相參與變形，條狀α相變形協調能力差，在宏觀上表現出斷面收縮率急劇下降。綜上所述，Ti-5331合金板材在700～900 ℃兩相區退火，力學性能變化不大，這對于板材批量生產工藝控制有很大好處。為了保證Ti-5331合金熱軋板材組織與力學性能穩定性，應采用兩相區大變形量軋制，在800～900 ℃保溫1 h后空冷。

圖5 退火溫度對Ti-5331合金板材拉伸性能的影響Fig.5 Effect of annealing temperature on tensile properties of Ti-5331 alloy plate

2.3 熱處理對Ti-5331合金板材沖擊性能的影響

為了考察退火溫度對合金韌性的影響，對不同溫度退火后的Ti-5331合金板材進行了V型缺口夏比沖擊性能測試，結果如圖6所示。從圖6可以看出，在相變點以下退火，Ti-5331合金板材沖擊韌性隨退火溫度升高幾乎成線性增大，在900 ℃退火時合金的沖擊韌性最高，達到93 J/cm2。退火溫度超過相變點后，沖擊韌性急劇下降。在相變點以下溫度退火，沖擊韌性提高主要與Ti-5331合金再結晶有關。隨著退火溫度接近合金相變點，組織中次生片狀α相對合金沖擊韌性貢獻更大。退火溫度超過相變點后，沖擊性能急劇下降，主要是因為板材組織在退火冷卻過程中轉變為片狀α相，導致合金塑性降低造成的。這與文獻[7]研究結果一致，即次生片狀α相長寬比對合金沖擊韌性有很大影響。本研究未對次生片狀α相和沖擊韌性的影響做深入研究，考慮到Ti-5331合金兩相區溫度較窄，后續將系統地研究該合金韌性和內部組織的關系。

圖6 退火溫度對Ti-5331合金板材沖擊性能影響Fig.6 Effect of annealing temperature on impact toughness of Ti-5331 alloy plate

圖 7為相變點以下不同溫度退火后Ti-5331合金板材沖擊斷口的宏觀形貌和微觀形貌。從斷口宏觀形貌來看，沖擊試樣斷口均具有剪切唇、放射區和纖維區，說明試樣的塑性都比較高；同時，隨著退火溫度升高沖擊斷口中剪切唇所占面積逐漸增大(圖7a、d、g)。從斷口微觀形貌可以看出，不同溫度退火空冷試樣的斷口內均含有較多的韌窩，說明試樣為韌性斷裂。700 ℃退火，Ti-5331合金剛開始發生再結晶，α相再結晶晶粒在片狀α扭曲斷裂處形核，在隨后的空冷過程中保留下來成為沖擊斷裂裂紋萌生起點，因此韌窩較淺(圖7b)。隨著退火溫度升高，初生α相開始長大，且組織由等軸向雙態轉變，斷口的韌窩也變得較深，且有二次韌窩出現(圖7e、h)。這與文獻[8]結果一致:β轉變組織的增多與次生α相變寬導致α相平均自由程增加，即初生α相是裂紋萌生和擴展的通道，材料的斷裂韌性隨著初生α相內部平均自由程的增加而提高。從斷口的裂紋擴展路徑可以看出，700 ℃退火時，因初生α相晶粒尺寸細小，裂紋擴展阻力小，較平直(圖7c)。800 ℃和900 ℃退火時，因次生α相的出現和長寬比的增加導致裂紋沿相界面擴展更加曲折(圖7f、i)，裂紋擴展吸收功增加，表現出較好的沖擊韌性。