時效溫度對Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr鈦合金微觀組織及力學性能的影響

譚 皎， 張伯巖， 朱文光， 孫巧艷

(西安交通大學 金屬材料強度國家重點實驗室， 陜西 西安 710049)

亞穩β鈦合金由于具有高比強度、良好的強韌性匹配和耐腐蝕性能等特點，被認為是一種非常有潛力的結構材料，在航空航天、國防軍工以及能源化工等領域有重要應用[1]。典型亞穩β鈦合金的強度與塑性強烈依賴于微觀組織，其主要通過固溶處理后的β相在較低溫度時效處理過程中析出大量彌散且細小的次生α相(αs)以達到高強度[2]，分析認為αs/β相界面對位錯的阻礙是β鈦合金強化的根本原因[3-5]。

航空工業的發展對下一代鈦合金提出了更高的性能要求，即具有更高比強度的同時具備良好的塑性[6]。β鈦合金在β相區固溶后經過低溫時效處理，析出細小的α相使β鈦合金具有更高的強度，但隨之而來的是較低的塑性。為了更好地挖掘鈦合金強度、塑性匹配的潛力，研究人員對β相區固溶工藝和時效工藝展開了一系列的研究[7-8]。Chen等[9]對Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe新型β高強鈦合金進行800 ℃×1 h 固溶+440 ℃×8 h時效處理，獲得了1637 MPa的屈服強度和5.6%的伸長率。Du等[10]在對Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe新型β高強鈦合金時效過程析出αs相的研究中，發現其尺寸和體積分數強烈影響合金的性能，當合金在440 ℃時效時，與在高溫下時效相比具有最高的體積分數和最小的αs尺寸，屈服強度均超過1600 MPa，總伸長率約為7%。以上研究說明高強鈦合金的強度與塑性強烈依賴于時效溫度。

亞穩β鈦合金可通過STA工藝(在β單相區固溶，隨后在α+β兩相區時效)得到片層組織[11]。比起雙態組織，片層組織的界面對位錯滑移的阻礙作用有利于實現合金的高強度[12]。此外，研究人員通過低溫時效產生的等溫ω相也可以實現高強度，但塑性較差[13]。綜合比較，通過調整αs相的尺度可以獲得良好的塑性和高強度匹配。結合前人的研究結果可知，固溶和時效工藝是一種調整亞穩β鈦合金微觀組織的有效手段，適合工業化應用，實現對鈦合金力學性能的調控[14-15]。

Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金是本課題組通過臨界Mo當量法并基于第一性原理計算和電子理論設計的一種新型亞穩β鈦合金，有望用于航空領域的高強度結構件。通過調整α相的多尺度分布，可實現高強度(抗拉強度1534～1198 MPa)和塑性(伸長率7.0%～20.9%)的良好組合[16]。對于高強亞穩β鈦合金，一般來講，時效溫度升高，析出的αs尺寸增加，合金由低溫時效的脆性斷裂轉變為高溫時效的韌性斷裂[17-18]。鈦合金變形和斷裂方式隨時效溫度變化的根源在于微觀組織結構的變化。對于β相區固溶處理的鈦合金，相關研究確定了試樣在拉伸變形中由脆性斷裂轉變為韌性斷裂所對應的時效溫度[19-21]，但是對應的微觀組織特征尚未明確，且缺少對微觀組織與滑移特性關聯的闡述。本文主要研究Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金經過β單相區固溶處理和不同溫度時效處理的組織及室溫力學性能，分析時效溫度對析出αs相尺寸的影響規律，揭示合金在拉伸載荷下的變形與斷裂機制以及從韌性斷裂到脆性斷裂轉變對應的組織特征及其主導因素，研究結果有助于理解高強β鈦合金的變形與損傷機制，微觀組織特征與滑移特性的內在聯系，為鈦合金組織與性能的優化設計提供支持。

1 試驗材料及方法

試驗用Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金經過3次真空自耗電極熔煉和α+β兩相區鍛造，其化學成分如表1所示，原始組織形貌如圖1所示。經金相法測試，其α→β轉變溫度為(850±10) ℃。

表1 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金化學成分(質量分數，%)

圖1 鍛態Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金微觀組織

采用SX2-5-12TP熱處理爐進行固溶+時效處理，具體工藝如表2所示。參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在Instron 1341材料試驗機上進行拉伸測試，拉伸試樣如圖2所示，夾頭移動速率為1 mm/min。采用HVS-50Z/LCD數字式轉塔維氏硬度儀進行硬度測試，施加載荷為10 kg，保載時間為 15 s，同一試樣至少測定15個 點并取平均值。使用Hitachi SU6600掃描電鏡對微觀組織和斷口形貌進行觀察。使用JEM-200 F透射電鏡對次生α相(αs)的形態和元素分布進行表征。

圖2 板狀拉伸試樣示意圖(厚度為3 mm)

2 試驗結果與討論

2.1 時效溫度對微觀組織的影響

2.1.1 時效溫度對次生α相尺寸形態的影響

圖3為Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金經過表2所示β單相區固溶處理后，在540～620 ℃時效6 h的微觀組織形貌。可以看出，無論時效溫度高低，β單相區固溶時效后的微觀組織均由層片狀αs相和β基體組成，且析出的片層αs相相互交錯，呈三角形分布形貌，這與其他亞穩β鈦合金相似[22-23]。當時效溫度為540 ℃時，形核驅動力大，αs相的形核速率高而長大速率小，形成了高密度的細小析出相。隨著時效溫度的升高，析出αs相片層粗化，厚度明顯增加，長度略有增加。通過對540～620 ℃時效后αs相片層的長寬比進行統計(如圖3(f))，可以得出αs相的尺寸變化規律為：隨著時效溫度升高，αs相厚度不斷增加，長寬比降低。其中αs相的平均寬度從540 ℃時效后的0.030 μm增加到620 ℃時效后的0.142 μm，αs相的長寬比從540 ℃時效后的6.64降低至620 ℃時效的4.13。

表2 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的固溶時效處理工藝

圖3 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時效后的微觀組織形貌

2.1.2 時效溫度對α、β相元素分布的影響

選取540 ℃和620 ℃時效組織進行TEM表征及元素能譜分析，結果如圖4所示。由圖4(a, b)可以看出，析出的片狀αs相內部有亞結構。由圖4(c, d)可以看出，在α、β相中存在明顯的α、β穩定元素的再分配。Mo和Cr元素在β相中富集，其中時效溫度為620 ℃時，Mo元素在β相中的質量分數高達28%，Al元素和Zr元素在α相中的質量分數略高于β相。另外，隨著時效溫度升高，元素的擴散更加充分，α、β相中元素含量波動更小。表3為540、620 ℃時效后α、β兩相中合金元素的平均質量分數，可見通過時效熱處理，合金元素在α、β兩相中的再分配，對α和β兩相產生了不同程度的固溶強化效果，這也是合金強化的一個重要因素。

表3 不同溫度時效后Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金α、β兩相中合金元素的平均質量分數(%)

圖4 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時效后的TEM組織(a,b)和元素分布(c,d)

2.2 時效溫度對合金力學性能的影響

2.2.1 時效溫度對硬度的影響

圖5為Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在880 ℃固溶、不同溫度時效后的硬度。可以看出，隨著時效溫度的升高，合金的硬度降低，從540 ℃時效后的434.3 HV10降低至620 ℃時效后的369.3 HV10。線性擬合結果顯示硬度(H)與時效溫度(T)的關系為H=-0.7688T+847.9，相關系數R2=0.979，表明在540～620 ℃區間內，溫度每升高20 ℃，顯微硬度下降15.4 HV10左右。

圖5 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時效后的硬度

2.2.2 時效溫度對合金強度與塑性的影響

圖6是Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在880 ℃固溶、不同溫度時效后的力學性能。由圖6(a)可以看出，時效溫度為540 ℃時的強度最高而伸長率最低，時效溫度為620 ℃時的強度最低而伸長率最高。由圖6(b)可以看出，合金的抗拉強度隨時效溫度升高，由1423 MPa 降低至1153 MPa，其在時效溫度從580 ℃升高至600 ℃時的變化最為明顯。屈服強度與抗拉強度保持同樣的規律，隨時效溫度升高，屈服強度由1353 MPa降低至1074 MPa。由圖6(c)可以看出，伸長率隨時效溫度升高由2.5 %升高至11.4 %，其中時效溫度從580 ℃升高至600 ℃時伸長率得到了較大的提升。由于工程零件設計對材料的斷后伸長率要求不低于6%，本文以此作為臨界值，確定合金中αs的尺寸，當伸長率為6%時對應的時效析出αs相的寬度大約在0.1 μm左右。由2.1節可知，升高時效溫度后αs的寬度明顯增加，長寬比降低，粗片層的αs相使位錯的滑移自由程增加，位錯運動的阻力降低，有利于提高合金的伸長率[12]。

圖6 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時效后的力學性能

2.3 斷裂機理分析

2.3.1 斷口及裂紋萌生擴展

圖7(a～e)為Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在880 ℃固溶、不同溫度時效后的拉伸斷口形貌。可見合金在單相區固溶+時效后的斷口均為典型的冰糖狀花樣，并且存在大量的二次裂紋(如白色箭頭所示)。當時效溫度為540 ℃時，在較高倍數下觀察斷口可發現大量平整的刻面，為脆性斷裂，結合大量二次裂紋的分布確定為沿晶斷裂特征；同時少量刻面存在韌窩，韌窩尺寸較大且較淺，說明Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的斷裂模式以沿晶斷裂為主，斷裂機制如圖7(f1)所示。當時效溫度升高至560 ℃和580 ℃時，斷口仍以脆性斷裂為主，刻面平整。當時效溫度升高至600 ℃以上時，斷口的韌窩特征明顯增多，呈現出了較好的塑性，表明在拉伸過程中αs相發生劇烈塑性變形，宏觀表現為存在大量的韌窩，斷裂機理如圖7(f3)所示。圖7(f2)為不同時效溫度下的晶粒尺寸和斷口刻面占比，發現晶粒尺寸與刻面尺寸相近。同時對平整的“鏡面”型刻面的占比進行統計，發現隨著時效溫度升高，“鏡面”型刻面占比逐漸減少，韌窩型斷口特征占比逐漸增多，經620 ℃時效合金試樣斷口以韌性斷裂為主，斷口由大量韌窩組成，伸長率達到11.4%。

圖8為不同時效溫度下斷口附近微裂紋特點，拉伸過程中微裂紋分布于晶界處，表明單相區固溶+時效后的組織在拉伸變形過程中裂紋很容易在沿晶α相中形成和擴展。對于Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的β單相區固溶處理，試樣在拉伸載荷下的斷裂方式由低溫時效的脆性斷裂逐漸轉變為高溫時效的韌性斷裂，這與隨著時效溫度升高，合金的伸長率逐漸增加的規律吻合。

2.3.2 拉伸變形后組織的觀察與表征

選取540 ℃和620 ℃時效并拉伸后的組織進行TEM表征，如圖9所示。由圖9(a, b)可以看出，540 ℃ 時效并拉伸后的組織中αs相尺寸較小，厚度為28～103 nm，其襯度較亮，而β相基體中存在較多位錯，說明在αs相中并未發生大量位錯滑移。由圖9(c, d)可以看出，620 ℃時效并拉伸后的組織中αs相尺寸較大，厚度為101～480 nm，粗大的αs相中存在高密度的位錯，進一步觀察發現在β相中也存在較多位錯，而且局部有纏結。此外，還可以觀察到在析出的αs相內部存在一些細微的薄片，兩種方向的片層存在固定的夾角，前期研究[18]已經證實該細片是FCC結構的相，這種大量存在的納米級FCC相提供了額外的界面，對提高材料強度有一定的貢獻。

Hall-Petch關系表明強度隨晶粒尺寸的減少而增大，晶粒越小，其強度越高。相關文獻指出[6,24-25]，在亞穩β鈦合金中αs相強化的本質是相界面強化，大量αs/β相界面有效阻礙了位錯運動。αs/β相界面阻礙位錯運動的臨界應力τc與片層厚度λ的關系為[12]：

(1)

式中：G為剪切模量，b為伯氏矢量，τ*為材料常數，v為泊松比，k0為材料常數。式(1)表明αs相對合金的強化作用與其片層厚度的平方根成反比。一方面，析出αs相的片層厚度減小，使位錯滑移的阻力增加，合金的強度增加；另一方面，析出αs相的片層尺寸減小使α、β相尺寸均減小，位錯自由程減小，不利于位錯增值[26-27]。以上綜合效應導致合金時效后的析出αs相過于細小時會降低塑性。根據圖6(c)統計結果，當時效溫度為600、620 ℃時，析出的片層狀αs相的厚度大于0.1 μm，αs與β相能夠啟動足夠的位錯滑移使亞穩β合金表現出較好的塑性(斷后伸長率≥6%)。時效溫度為600 ℃時，硬度達到387 HV10，抗拉強度達到1182 MPa，伸長率為8.5%，合金具有良好的強塑性匹配。

3 結論

1) 隨時效溫度升高，Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金中的析出αs相片層的厚度增加，長寬比有所降低。能譜測試結果表明時效過程中α、β相中各自存在元素擴散和再分配。

2) 隨時效溫度升高，Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的屈服強度由1353 MPa降低至1074 MPa，伸長率由2.5% 升高至11.4%。當時效析出層狀αs相的厚度大于0.1 μm，合金的斷后伸長率≥6%。當時效溫度為600 ℃時，硬度為387 HV10，抗拉強度為1182 MPa，伸長率為8.5%，合金具有良好的強塑性匹配。

3) 當時效溫度較低時，Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的拉伸斷口以沿晶斷裂為主，隨著時效溫度升高，韌窩型斷口特征的面積分數提高，斷裂方式由沿晶斷裂為主的脆性斷裂逐漸轉變為韌窩為主的韌性斷裂。