熱處理對Ti-3Al-5Mo-4Cr-2Zr-1Fe合金組織與力學性能的影響研究

王立亞，鄭友平，楊 柳

(1.成都先進金屬材料產業技術研究院股份有限公司，四川 成都 610300)(2.釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室，四川 攀枝花 617000)

鈦合金質輕、比強度高、韌性好、耐海水侵蝕性好，是優質的輕型結構材料，在航空航天、海洋工程、醫療等諸多領域有著廣泛的應用[1-5]。隨著國際形勢發展以及國家海洋強國戰略的實施，海洋工程用鈦合金的研究開發愈加重要，對高強韌鈦合金的需求越來越緊迫[6]。近β鈦合金經過固溶時效處理后，強度高、韌性好，是航空及海洋工程的重要候選材料之一[7]。針對深海環境對鈦合金的服役要求，攀鋼集團和南京工業大學共同研制出一種適用于深海領域的新型高強高韌耐腐蝕近β鈦合金，其名義成分為Ti-3Al-5Mo-4Cr-2Zr-1Fe(以下簡稱Ti-35421)。Ti35421合金是在BT19鈦合金的基礎上，通過使用1%(質量分數，下同)低價的Fe元素替代BT19鈦合金中5%昂貴的V元素，從而大大降低了合金的成本。

國內外學者對不同牌號近β鈦合金的熔煉、鍛造、軋制、熱處理及組織性能等開展了大量研究工作[8-12]。研究發現，熱處理對近β鈦合金組織和性能的影響很大[13]，通過優化熱處理工藝可以提高近β鈦合金的綜合力學性能。已有學者對Ti-35421合金的低周疲勞性能及熱加工過程中的相變機制等進行了研究[14-16]，但尚未見到關于該合金熱處理工藝及組織性能的研究。通過分析Ti-35421合金固溶時效后的微觀組織演變規律及微觀組織對力學性能的影響規律，對其熱處理工藝進行了進一步優化，以期為實際生產及應用提供理論依據。

1 實 驗

實驗材料為鍛態Ti-35421合金棒材，其規格為φ350 mm×500 mm，化學成分(質量分數，%)為：Cr 3.96、Mo 4.95、Al 3.01、Zr 2.08、Fe 1.01、C 0.03、H 0.002、N 0.003、O 0.084，其余為Ti。金相法測得合金相變點為807 ℃。Ti-35421合金棒材鍛態原始組織為網籃組織，由交錯分布的板條狀初生α相及β基體組成，如圖1所示。

圖1 Ti-35421合金棒材的原始組織Fig.1 Original microstructure of Ti-35421 alloy bar

從鍛態Ti-35421合金棒材上取樣，經機械加工制備成15 mm×15 mm×85 mm的拉伸坯料、8 mm×12 mm×60 mm的沖擊坯料和φ20 mm×10 mm的金相坯料，然后按照表1所示工藝方案進行固溶時效熱處理。將熱處理后的坯料加工成φ5 mm×80 mm的棒狀拉伸試樣、7.5 mm×10 mm×55 mm的沖擊試樣(U型開口)及φ10 mm×8 mm的金相試樣。金相試樣經砂紙打磨、機械拋光后，在HF+HNO3+H2O(體積比為1∶2∶50)腐蝕液中浸蝕2 s，采用ZEISS光學顯微鏡和JSM-7900F熱場發射掃描電子顯微鏡(SEM)進行顯微組織觀察。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》在CMT5305電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，測定抗拉強度(Rm)、屈服強度(Rp0.2)、伸長率(A)及斷面收縮率(Z)。按照GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》在JBGDS-300沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗，測定沖擊吸收功KU2。

表1 Ti-35421合金的固溶時效熱處理制度Table 1 Solution aging treatment processes of Ti-35421 alloy

2 結果與分析

2.1 顯微組織

2.1.1 固溶溫度及固溶時間對顯微組織的影響

圖2為Ti-35421合金在不同固溶溫度下保溫1 h空冷后的金相照片。當固溶溫度為725 ℃時，初生α相(αp)以板條狀的形式從β基體中析出并交錯分布，呈網籃組織(圖2a)；隨著固溶溫度的升高，初生α相逐漸變短變粗(圖2b)；當固溶溫度為775 ℃時，初生α相變為短棒狀，并且有短棒狀的晶界α相析出(圖2c)；當固溶溫度為800 ℃時，由于固溶溫度已接近相變點，初生α相基本溶解，從β晶粒內部和晶界附近同時析出極少量的短棒狀α相，從β晶粒內部的亞晶界處彌散析出顆粒狀α相(圖2d)。綜上所述，Ti-35421合金在低于相變點溫度固溶處理時，隨著固溶溫度的升高，板條狀初生α相變短變粗并且逐漸溶解，初生α相體積分數減少，β相體積分數增加。

圖2 經不同溫度固溶后Ti-35421合金的金相照片Fig.2 Metallographs of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

圖3為Ti-35421合金在775 ℃固溶，保溫時間分別為1、3、6 h的金相照片。從圖3可以看出，當固溶時間從1 h延長到3 h時，β基體中析出的初生α板條逐漸變長、體積分數變小；當固溶時間從3 h延長到6 h時，初生α板條形狀沒有發生顯著改變。由此可知，當固溶處理達到一定時間后，Ti-35421合金的顯微組織對固溶時間不再敏感。

圖3 Ti-35421合金在775 ℃固溶處理不同時間后的金相照片Fig.3 Metallographs of Ti-35421 alloy solution treated at 775 ℃ for different time: (a) 1 h； (b) 3 h； (c) 6 h

2.1.2 固溶溫度及時效溫度對顯微組織的影響

圖4為Ti-35421合金經不同溫度固溶后,再經540 ℃時效后的SEM照片。從圖4可以看出，當固溶溫度為725 ℃時，固溶析出的尺寸較大的板條狀初生α相和時效析出的細針狀次生α相(αs)均勻分布在β基體中(圖4a)；隨著固溶溫度的增加，板條狀初生α相變短變粗，體積分數變小，次生α相體積分數增加(圖4b)；當固溶溫度為775 ℃時，初生α相呈短棒狀(4c)；當固溶溫度升高至800 ℃時，由于固溶溫度已接近相變點，此時固溶處理后初生α相體積分數急劇減少，β相體積分數增加，導致固溶后亞穩β組織中β穩定元素含量減少，β相穩定性下降，時效過程中次生α相析出驅動力增加，次生α相更容易長大，所以此時次生α相尺寸大于其他溫度固溶時效后的次生α相尺寸(圖4d)。

圖4 Ti-35421合金經不同溫度固溶1 h+540 ℃時效后的SEM照片Fig.4 SEM microstructures of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures for 1 h and aged at 540 ℃: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

圖5為Ti-35421合金經775 ℃固溶后，再經不同溫度時效后的SEM照片。從圖5可以看出，合金時效后的組織由β基體+板條狀初生α相+針狀次生α相組成。固溶處理后得到的亞穩β相在時效過程中分解為細針狀次生α相，隨著時效溫度的升高，次生α相間距變大，并逐漸變短、變粗。時效溫度較低時，因過冷度較大，形核驅動力大，次生α相更容易形核，但是擴散比較困難，次生α相不易長大，最終形成細小彌散的次生α相(圖5a)。隨著時效溫度的升高，因過冷度小，次生α相形核比較困難，但更高的溫度提供了更大的長大驅動力，使得次生α相的體積分數降低，尺寸變大(圖5b～5d)。

圖5 Ti-35421合金經775 ℃固溶1 h+不同溫度時效后的SEM照片Fig.5 SEM microstructures of Ti-35421 alloy after solution treated at 775 ℃ for 1 h and aged at different temperatures: (a) 520 ℃； (b) 540 ℃； (c) 560 ℃； (d) 580 ℃

2.2 力學性能

2.2.1 固溶溫度對力學性能的影響

表2為Ti-35421合金經不同固溶時效熱處理后的沖擊吸收功。圖6為Ti-35421合金經不同溫度固溶處理，再經540 ℃時效后的拉伸性能。從表2和圖6可以看出，時效溫度相同時，隨著固溶溫度的升高，Ti-35421合金的抗拉強度和屈服強度逐漸增加，延伸率、斷面收縮率和沖擊吸收功逐漸下降。這是由于在725 ℃/1 h/AC+540 ℃/16 h/AC熱處理工藝下，顯微組織為板條狀初生α相+細針狀次生α相+β基體(圖4a)，其強度稍低，塑韌性較高；在800 ℃/1 h/AC+540 ℃/16 h/AC熱處理工藝下，顯微組織為細針狀次生α相+β基體(圖4d)，合金具有較高的強度和較差的塑韌性。高強韌β鈦合金主要是通過時效過程中亞穩β相分解成彌散細小的次生α相，依靠大量α/β相界面對位錯運動的阻礙作用提高合金的強度。另一方面，由于次生α相本身要比β基體硬，位錯不能直接以切過的形式通過次生α相，晶體繼續變形時就需要額外的變形應力，這就使得合金的強度增加[17]。由圖4可知，隨著固溶溫度的升高，初生α相逐漸變短變粗，體積分數逐漸減小，次生α相體積分數逐漸增加。固溶溫度為725 ℃時，初生α相含量最高，所以此時合金的塑韌性最高、強度最低；固溶溫度為800 ℃時，初生α相全部消失，β相全部轉換為次生α相，此時合金的強度最高，塑韌性最低。

表2 Ti-35421合金經不同固溶時效熱處理后的沖擊吸收功

圖6 Ti-35421合金經不同溫度固溶+540 ℃時效后的拉伸性能Fig.6 Tensile properties of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures and aged at 540 ℃

2.2.2 時效溫度對力學性能的影響

圖7為Ti-35421合金經775 ℃固溶，再經不同溫度時效后的拉伸性能。從表2和圖7可以看出，隨著時效溫度的升高，Ti-35421合金的抗拉強度和屈服強度逐漸減小，而延伸率、斷面收縮率和沖擊吸收功逐漸增加。這是由于隨著時效溫度的升高，長條狀次生α相變短變粗，間距增大(圖5)，導致滑移間距變大，因而強度減小，塑性增大。另外，隨著時效溫度的升高，次生α相體積分數減少，強化作用減弱，合金強度降低。根據Orowan強化機制，在有效強化尺寸范圍內，析出相的尺寸越小，強化效果越明顯，也就是說時效溫度越低，合金的強度越高[18]。綜合考慮，熱處理工藝宜選為775 ℃/1 h/AC+560 ℃/16 h/AC，在此工藝條件下Ti-35421合金的抗拉強度為1125 MPa，屈服強度為1024 MPa，延伸率為5.5%，沖擊吸收功為36.3 J，具有良好的強塑韌性匹配。

圖7 Ti-35421合金經775 ℃固溶+不同溫度時效后的拉伸性能Fig.7 Tensile properties of Ti-35421 alloy after solution treated at 775 ℃ and aged at different temperatures

2.3 斷口形貌

圖8為Ti-35421合金經不同溫度固溶處理，再經540 ℃時效后的拉伸斷口SEM照片。當固溶溫度為725 ℃時，拉伸斷口高低起伏，表面存在由大量小韌窩包圍著的大韌窩，韌窩大且深，為典型的韌性斷裂(圖8a)。經750 ℃固溶處理后，拉伸斷口分布著大小均勻的等軸韌窩(圖8b)，為韌性斷裂。經775 ℃固溶處理后，拉伸斷口表面存在大量小而淺的等軸韌窩，同時存在微孔(圖8c)，呈準解理斷裂特征。經800 ℃固溶處理后，拉伸斷口表面較平整，韌窩極少并且有空洞形成(圖8d)，呈現以河流花樣為特征的解理斷裂。由于α相可作為微孔成核的核心源，通過微孔成核、長大與聚合的方式形成裂紋。隨著固溶溫度的升高，初生α相體積分數逐漸減少，拉伸斷口表面韌窩數量減少，韌窩變小變淺，逐漸出現微孔和空洞，塑性逐漸降低，這與室溫拉伸性能測試結果一致。

圖8 Ti-35421合金經不同溫度固溶1 h+540 ℃時效后的拉伸斷口SEM照片Fig.8 SEM photographs of tensile fracture of Ti-35421 alloy after solution treated at different temperatures for 1 h and aged at 540 ℃: (a) 725 ℃； (b) 750 ℃； (c) 775 ℃； (d) 800 ℃

圖9為Ti-35421合金經775 ℃固溶1 h后再經不同溫度時效后的拉伸斷口SEM照片。從圖9a可以看出，經520 ℃時效后拉伸斷口韌窩極少，同時存在空洞和二次裂紋，呈解理斷裂的特征。結合顯微組織(圖5a)可知，當時效溫度較低時，析出的次生α相細小，裂紋尖端發射出的位錯切過次生α相，使變形局部化，裂紋尖端的塑性變形區大幅度減小，因而斷口上觀察不到明顯的塑性變形痕跡(如韌窩或撕裂棱等)。經540 ℃時效后，拉伸斷口韌窩呈等軸狀均勻分布，小而淺(圖9b)，為準解理斷裂。此時因為次生α相略有增大(圖5b)，斷口出現了比較淺的韌窩。經560 ℃時效后，拉伸斷口表面存在少量大且深的韌窩，同時存在微孔(圖9c)，為韌性斷裂。這是由于次生α相增大(圖5c)，裂紋尖端發射出的位錯與次生α相的相互作用發生改變，以切過次生α相為主轉變為在次生α相與基體界面之間形成微孔，這些微孔聚合導致韌性斷裂。經580 ℃時效后，次生α相進一步變寬變大，斷口仍存在少量大且深的韌窩，微孔和空洞消失(圖9d)，為韌性斷裂。綜上所述，隨著時效溫度的升高，拉伸斷口韌窩逐漸變大變深，微孔和空洞逐漸消失，Ti-35421合金塑性增加，這與室溫拉伸性能測試結果一致。

圖9 Ti-35421合金經775 ℃固溶1 h+不同溫度時效后的拉伸斷口SEM照片Fig.9 SEM photographs of tensile fracture of Ti-35421 alloy after solution treated at 775 ℃ for 1 h and aged at different temperatures: (a) 520 ℃； (b) 540 ℃； (c) 560 ℃； (d) 580 ℃

3 結 論

(1) Ti-35421合金經不同溫度固溶+540 ℃時效后，隨著固溶溫度的升高，板條狀初生α相變短變粗，體積分數減少，針狀次生α相體積分數增加，合金的強度增加，塑韌性減小，拉伸斷口表面韌窩數量減少、尺寸變小，逐漸出現微孔和空洞

(2) Ti-35421合金經775 ℃固溶+不同溫度時效后，隨著時效溫度的升高，針狀次生α相變短變粗，次生α相間距增大，合金的強度減小，塑韌性增加，拉伸斷口表面韌窩逐漸變大變深，微孔和空洞逐漸消失。

(3) Ti-35421合金最佳熱處理工藝為775 ℃/1 h/AC+560 ℃/16 h/AC。在此工藝條件下，合金的抗拉強度為1125 MPa，屈服強度為1024 MPa，延伸率為5.5%，沖擊吸收功為36.3 J，可實現良好的強塑韌性匹配。