王 國(guó)，惠松驍，葉文君，米緒軍

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100088)

鈦及鈦合金由于比強(qiáng)度高、無(wú)磁性、熱導(dǎo)率低、耐腐蝕、對(duì)環(huán)境無(wú)污染等一系列優(yōu)點(diǎn)，不但大量應(yīng)用于宇航工業(yè)及化學(xué)工業(yè)，而且作為汽車用材很早就引起人們的重視。汽車用鈦可減輕全車質(zhì)量，降低燃料消耗，提高工作效率，改善環(huán)境和降低噪音等[1-2]。然而鈦合金的制造成本相對(duì)于鋼鐵、鋁等大量使用的傳統(tǒng)金屬材料而言要高出許多，較高的制備成本在一定程度上阻礙了其在對(duì)成本非常敏感的民用領(lǐng)域的應(yīng)用，最典型的例子就是汽車領(lǐng)域，因此如何降低鈦合金材料的成本成為材料科學(xué)工作者研究的熱點(diǎn)和重點(diǎn)[3-4]。

目前，比較成功的降低鈦合金成本的方法主要有以下3種[5-7]。

1)合金設(shè)計(jì)過(guò)程中使用廉價(jià)原材料(如Fe等合金元素)或中間合金(Fe-Mo等)來(lái)取代昂貴的金屬元素或中間合金。已經(jīng)取得成功的合金有美國(guó)的 Timetal 62S(Ti-6A1-2Fe-0.1Si)以 Fe代 V，Timetal LCB(Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al)是用Fe-Mo母合金代替V[8]；日本的Ti-0.05Pd-0.3Co合金是由Co來(lái)替代Ti-0.2Pd合金中的部分Pd而設(shè)計(jì)的，Ti-1.5Fe-0.5O-0.05N是以Fe取代V，以O(shè)和N取代Al[9]；國(guó)內(nèi)有西北有色金屬研究院[10]采用廉價(jià)Fe-Mo中間合金代替TC4合金中合金元素V研制的近α型Ti8LC(Ti-A1-Fe-Mo)和近β型Ti12LC(Ti-A1-Fe-Mo)低成本鈦合金。

2)改善材料的加工特性的合金設(shè)計(jì)。對(duì)于設(shè)計(jì)成功的改善加工特性的鈦合金有日本的 Sp700和DAT52F合金，Sp700(Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe)具有良好的超塑性，此合金是為了得到冷、熱加工性優(yōu)于TC4合金而設(shè)計(jì)的一種富β的a+β合金，超塑性成形的溫度明顯低于TC4[11]；DAT52F(Ti-3Al-2V-0.2Si-0.47Ce-0.27La)合金具有較高的切削加工性能，該合金中添加了S、Ce、La等合金元素，合金的切削能力得到提高；此外還有具有優(yōu)異的冷加工性能的 β21S(Ti-15Mo-2.6Nb-3Al-0.2Si)合金等。

3)材料加工過(guò)程中提高材料利用率的加工設(shè)計(jì)。提高材料利用率的凈成型技術(shù)，有粉末冶金、超塑成型/擴(kuò)散技術(shù)、激光成型等。粉末冶金工藝具有材料利用率高，材料組織細(xì)小均勻可控，易實(shí)現(xiàn)近凈成形等優(yōu)點(diǎn)，是制造高性能、低成本鈦合金的理想工藝[12]。

Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe是采用廉價(jià)的常用的煉鋼用Cr-Fe作為中間合金所設(shè)計(jì)的低成本鈦合金，之所以選擇Cr-Fe合金作為中間合金主要是因?yàn)橐韵聝牲c(diǎn)：一是Cr-Fe合金價(jià)格低廉而比較容易得到，其市價(jià)約13～15元/kg；二是Cr和Fe元素為β穩(wěn)定元素，可以穩(wěn)定β相，且Cr元素還具有細(xì)化晶粒的作用。但是Cr和Fe元素作為共析元素，含量太高會(huì)導(dǎo)致合金內(nèi)元素發(fā)生偏析，甚至?xí)a(chǎn)生“黑斑”[13]。

為了探索Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe低成本鈦合金的組織及性能，本文作者研究在爐冷(FC)、空冷(AC)和水冷(WQ)后以及不同熱處理溫度下該合金的顯微組織和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為自行研制的二次真空自耗熔煉Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe低成本鈦合金，該合金鑄錠化學(xué)成分如表1所列。該合金鑄錠經(jīng)過(guò)在1050℃下開坯、單相區(qū)鍛造后軋制加工成d12 mm×2 000 mm的棒材.棒材顯微組織如圖1所示。由圖1可見，棒材里微組織由形狀各異的原始β晶粒和初生α相組成，用淬火金相法測(cè)得該合金的相變點(diǎn)為(935±5)℃。

表1 Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Ti-3Al-2.3Cr-1.3Fe alloy(mass fraction, %)

圖1 Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructure of Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe alloy bar

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

從棒材上用線切割切取d10 mm×10 mm的金相試樣和長(zhǎng)度為70 mm的試樣，分別在890、910、960和980 ℃下加熱并保溫0.5 h，冷卻方式有爐冷(FC)、空冷(AC)和水淬(WQ)。對(duì)熱處理后的金相試樣進(jìn)行顯微組織觀察，把制備好的金相試樣經(jīng)配比為V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:7的金相腐蝕劑腐蝕后，放置在干燥器中24 h，然后在Axiovert 200 MAT型Zeiss光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察。XRD測(cè)試在X’ Pert PRO MPO型X射線衍射儀上進(jìn)行。把熱處理后長(zhǎng)度為70 mm的試樣制作成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，同一熱處理狀態(tài)下的拉伸試樣采用3個(gè)平行試樣，以便獲得比較可靠的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，拉伸實(shí)驗(yàn)在ZNSTRON200 LZC型材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行的，選取部分拉伸試樣的斷口在 QUANTA 400型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行斷口形貌觀察。

2 結(jié)果及分析

2.1 金相組織觀察

2.1.1 冷卻速度對(duì)組織和相組成的影響

鈦合金中涉及的固態(tài)相變發(fā)生在熱處理過(guò)程，根據(jù)熱處理階段不同，鈦合金相變可分為固溶冷卻過(guò)程中的相變和時(shí)效過(guò)程中的相變，固溶冷卻過(guò)程中的相變有β→α″、β→α′、β→ω(althermal)、β→α及一些快共析元素的共析反應(yīng)和短程有序相的形成等[14-15]。

圖2所示為經(jīng)過(guò)960 ℃固溶熱處理、保溫0.5 h后經(jīng)不同冷卻方式所獲得試樣的XRD譜。從圖2中可看出：WQ后的組織主要由α′馬氏體和亞穩(wěn)β相組成，當(dāng)β相發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，由于馬氏體轉(zhuǎn)變溫度低于室溫，馬氏體轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，部分β相保留到室溫形成亞穩(wěn)β相[16]；β相淬火時(shí)不能通過(guò)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變成平衡α相，而合金中的β穩(wěn)定元素不足以使高溫β相保留到室溫，β相中的原子只能通過(guò)集體有規(guī)則的進(jìn)行遷移，發(fā)生切變形成α′馬氏體，通常有兩種形貌，此條件下的形貌為板條狀如圖3(a)和圖4所示[17]。而AC和FC后的組織主要由α相和少量β相組成。圖3所示為經(jīng)過(guò)960 ℃固溶處理、保溫0.5 h后不同冷卻方式下試樣的金相顯微組織。從圖3可直觀地看出，WQ后的組織內(nèi)含有大量的板條狀α′馬氏體，其TEM形貌和選區(qū)衍射斑點(diǎn)如圖4所示，AC后的組織內(nèi)含有方向各異的α相，F(xiàn)C后的組織為典型的網(wǎng)籃組織。

圖2 不同冷卻方式下試樣的XRD譜Fig.2 XRD patterns of samples at different cooling ways

圖3 不同冷卻方式下的金相組織Fig.3 OM microstructures of samples with different cooling ways: (a)WQ; (b)AC; (c)FC

圖4 α′馬氏體的形貌及衍射斑點(diǎn)Fig.4 TEM image of α′ martensite and diffraction spots

結(jié)合 XRD譜和金相顯微組織來(lái)看，Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金在960 ℃進(jìn)行固溶處理，WQ后的組織主要由α′馬氏體和殘留β相組成，AC后的組織為主要由α相和β基體組成，F(xiàn)C后的組織為網(wǎng)籃組織，主要由α相和少量的β晶界組成。

2.1.2 熱處理溫度對(duì)組織的影響

圖5所示為Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金經(jīng)過(guò)890、910、960和980 ℃經(jīng)過(guò)固溶處理，保溫0.5 h空冷(AC)后試樣的顯微組織。

從圖5中可看出，在相變點(diǎn)((935±5)℃)以下溫度為890 ℃時(shí)(見圖5(a))，合金的組織由原始β晶粒和初生α相組成；隨著固溶溫度升高到910 ℃，合金內(nèi)部的初生α相變小并逐漸轉(zhuǎn)變成β相(見圖5(b))；當(dāng)溫度升到相變點(diǎn)以上(960 ℃)時(shí)，合金內(nèi)的組織主要由β晶粒和析出α相組成(見圖5(c))；隨著溫度進(jìn)一步升高，合金內(nèi)的β晶粒長(zhǎng)大(見圖5(d))。

2.2 力學(xué)性能

2.2.1 冷卻速度對(duì)拉伸性能的影響

表2所列為Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金經(jīng)過(guò)960 ℃固溶熱處理，保溫0.5 h后經(jīng)不同冷卻方式冷卻后的基本力學(xué)性能數(shù)據(jù)，而圖6所示為合金的力學(xué)性能隨冷卻方式的變化情況。從表2和圖6中可看出，隨冷卻速度增加，該合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增加，伸長(zhǎng)率降低，而空冷后試樣的斷面收縮率則是最大，為42%，爐冷后的次之，水淬的最低。該合金經(jīng)爐冷后的抗拉強(qiáng)度為780 MPa左右，而經(jīng)空冷和水冷后合金的抗拉強(qiáng)度分別提高了約為110 MPa和450 MPa。雖然水淬后合金的強(qiáng)度得到了大幅度的提高，但此時(shí)合金的塑性很差，延伸率A和斷面收縮率Z僅有2.0%，說(shuō)明合金水淬后進(jìn)行拉伸時(shí)應(yīng)發(fā)生了明顯的脆斷現(xiàn)象。三種冷卻方式相比，經(jīng)過(guò)空冷后合金具有良好的強(qiáng)度-塑性匹配。水冷后由于冷卻速度較快，大量的β相和α′馬氏體保留到室溫，合金的強(qiáng)度較大，但塑性較差；空冷后只有部分β相保留至室溫，冷卻過(guò)程中α相沿初生α相邊界析出，初生α粗化，這就使得空冷時(shí)的塑性高于水冷時(shí)，但強(qiáng)度低于水冷時(shí)的強(qiáng)度。爐冷后初生α相更為粗大，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度最低，而塑性最高[17-19]。不同冷卻方式下的合金的強(qiáng)度和塑性還與晶內(nèi)α的厚薄、寬窄、形態(tài)與分布以及晶界α的形態(tài)有關(guān)[19]。

2.2.2 熱處理溫度對(duì)拉伸性能的影響

圖5 不同溫度固溶后試樣的顯微組織Fig.5 Microstructures of samples solutioned at different temperatures: (a)890 ℃; (b)910 ℃; (c)960 ℃; (d)980 ℃

表2 不同冷卻方式下的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties under different cooling ways

圖6 不同冷卻方式下試樣的力學(xué)性能Fig.6 Mechanical properties of sample with different cooling ways

表3 不同溫度下的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties under different solution temperatures

圖7 不同溫度下的力學(xué)性能Fig.7 Mechanical properties under different solution temperatures

表3所列為Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金經(jīng)過(guò)890、910、960和980 ℃固溶，保溫0.5 h空冷后的拉伸性能，圖7所示為合金的力學(xué)性能隨溫度升高的變化趨勢(shì)。從表3和圖7可看出，隨著固溶溫度的增加，合金的強(qiáng)度稍微有些增加，但增加的幅度很小，在 10 MPa左右；但在相變點(diǎn)以上(960和980 ℃)進(jìn)行處理的合金的塑性要低于相變點(diǎn)以下(890和910℃)的，說(shuō)明該合金在實(shí)驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，溫度對(duì)其強(qiáng)度的影響不大，在相變點(diǎn)以上合金的塑性有所降低。從溫度和冷卻方式對(duì)組織的影響可知，空冷后合金的組織主要由α相和少量的β相組成，而隨著溫度的升高合金內(nèi)的組織由原始β晶粒和初生α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，在相變點(diǎn)以上空冷，合金內(nèi)的組織大部分由α相組成，α相與β相相比具有較低的塑性。

2.3 斷口觀察

圖8所示為經(jīng)過(guò)960 ℃固溶、保溫0.5 h后不同冷卻速度下試樣的拉伸斷口 SEM 形貌。從斷口宏觀形貌來(lái)看，經(jīng)過(guò)固溶處理空冷后(見圖8(b))，試樣斷口具有明顯的頸縮現(xiàn)象，且具有剪切唇、放射區(qū)和纖維區(qū)，說(shuō)明經(jīng)固溶熱處理并空冷后試樣的塑性比較高，圖6所示情況也可說(shuō)明空冷合金的塑性較好；水淬后的試樣斷口(見圖8(c))有明顯解理平臺(tái)，為典型的脆性斷裂。從高倍 SEM 形貌觀察，空冷后試樣的斷口內(nèi)含有較多的韌窩，爐冷后試樣的韌窩較少，說(shuō)明爐冷和空冷的試樣的宏觀斷裂是韌性的，尤其是空冷后的試樣表現(xiàn)比較明顯，整個(gè)斷口形貌表現(xiàn)為典型的單軸拉伸產(chǎn)生的等軸韌窩，韌窩內(nèi)無(wú)明顯的形核質(zhì)點(diǎn)。拉伸試樣在三向應(yīng)力作用下，使得試樣心部的夾雜物或第二相質(zhì)點(diǎn)破裂而形成微孔，在外力作用下微孔不斷長(zhǎng)大并發(fā)生聯(lián)接而形成中心空腔[20]，形成如圖8(b)所示的杯錐狀斷口。水淬后試樣的塑性很低，拉伸斷口表現(xiàn)為脆性斷裂。

圖8 不同冷卻方式下的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphologies under different cooling ways: (a), (d): 960 ℃, 0.5 h, FC; (b), (e): 960 ℃, 0.5 h, AC; (c), (f): 960 ℃,0.5 h, WQ

3 結(jié)論

1)Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe經(jīng)固溶熱處理，水淬后的組織主要由α′馬氏體和β相組成，空冷后的組織主要由α相和殘留β基體組成，爐冷后的組織為典型的網(wǎng)籃組織?？绽鋾r(shí)隨著固溶溫度的升高初生α相逐漸轉(zhuǎn)變成β相，β晶粒隨著溫度升高而長(zhǎng)大。

2)Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金強(qiáng)度隨著冷卻速度的增加而增大，水淬后試樣的強(qiáng)度最大，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為1 270和1 160 MPa，空冷后試樣的斷面收縮率最高為40%左右，伸長(zhǎng)率隨冷速度增加而降低，空冷后的強(qiáng)度-塑性匹配較好。固溶溫度對(duì)空冷后試樣的強(qiáng)度影響不大，其塑性隨溫度升高而降低。

3)拉伸斷口的形貌表明，合金在爐冷和空冷后表現(xiàn)出的斷裂方式以韌性為主，在水淬后的斷裂方式以脆性斷裂為主。

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