魏衍廣， 陶海明， 羅 崢， 崔雪飛

(北京有色金屬研究總院 粉末冶金及特種材料研究所，北京100088)

Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金是作為星箭連接機(jī)構(gòu)左右連桿而研制的新型材料，是擁有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的近β 高強(qiáng)高韌鈦合金，國家牌號(hào)為TB10，Kβ=1.10，Mo 當(dāng)量為13.76［1］。該合金中β 穩(wěn)定元素總含量在臨界濃度附近，使得合金兼有α +β 和亞穩(wěn)定β 型鈦合金的性能特征，它具有比強(qiáng)度高，斷裂韌度好，淬透性高，熱加工工藝性能和機(jī)加工性能優(yōu)異，加工溫度以及變形抗力較低等一系列優(yōu)點(diǎn)，是理想的結(jié)構(gòu)材料［2～6］。

斷口分析，是指通過對(duì)材料斷口的觀察，分析其形貌組成，研究材料的斷裂方式及力學(xué)性能。通過斷口分析，可判定材料斷裂性質(zhì)、裂紋源位置、裂紋源擴(kuò)展方向及性能評(píng)估。目前，對(duì)斷口的分析，多集中在疲勞斷口或焊接斷口方面［7～9］，而且多是對(duì)TC4 合金或TB6 合金的斷口進(jìn)行研究［10～13］，對(duì)拉伸斷口的研究較少，如朱寶輝等對(duì)TC1 鈦合金的棒材的拉伸性能及斷口形貌進(jìn)行了研究［14］，吳崇周對(duì)TA16 合金的室溫拉伸組織與斷口進(jìn)行了分析［15］，黃利軍等研究了Ti-1023 合金的拉伸斷口，認(rèn)為高強(qiáng)度Ti-1023 合金的斷裂模式為沿晶斷裂，低強(qiáng)度Ti-1023 合金的斷裂模式以韌性斷裂為主沿晶斷裂為輔的斷裂［16］，而對(duì)高強(qiáng)高韌Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al合金，目前未見有報(bào)道對(duì)其拉伸斷口進(jìn)行分析。

本研究通過對(duì)固溶時(shí)效后的Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10mm 棒材拉伸斷口和顯微組織進(jìn)行分析，研究該合金斷口形貌與顯微組織特征，研究固溶時(shí)效制度對(duì)斷口形貌與顯微組織及其力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用的原料選用高品位海綿鈦、MoAl，VAl等中間合金，壓制電極后，通過三次熔煉成尺寸為φ380mm 鑄錠，成分如表1 所示，在1000 ～1100℃之間開坯鍛造成φ170mm 棒材，下料后打磨掉氧化皮，在900 ～1000℃之間鍛造成φ48mm 棒材，然后再下料、打磨掉氧化皮，在850 ～950℃之間軋制成φ10mm 棒材。

棒材的固溶溫度分別為750℃，780℃，810℃，840℃，保溫時(shí)間為30min，在水中冷卻，時(shí)效溫度為520℃，保溫時(shí)間為8h，在空氣中冷卻。斷口形貌與顯微組織的觀察在CAMBRIDGE-2 型掃描電鏡上進(jìn)行，力學(xué)性能的測試在AG-50KNE 試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行(GB/T228—2002)，拉伸標(biāo)準(zhǔn)試樣如圖1 所示，Al，Cr，V，Mo 元素測定采用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(ICP-AES)，F(xiàn)e 元素測定采用光度法(GB/T4698—1996)，C 元素測定采用高頻燃燒-紅外法(ASTME1941—2004)，H 元素測定采用惰氣脈沖紅外法(ASTME1447—2005)，O 和N 元素測定采用惰氣脈沖紅外熱導(dǎo)法(ASTME1409-2005)。通過金相水淬法，測得該鑄錠的相變點(diǎn)為815℃。

圖1 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10mm 棒材拉伸試樣Fig.1 Tensile test sample of φ10mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy (a)drawing sheet;(b)tensile specimen

表1 合金鑄錠化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table1 Chemical composition of ingot (mass fraction/%)

2 結(jié)果與討論

2.1 斷口形貌

圖2 為T 固溶時(shí)效后的拉伸斷口形貌。由圖2a，b 可知，當(dāng)固溶溫度為750℃與780℃、時(shí)效溫度為520℃時(shí)，裂紋源于試樣表面縮頸處，由外向內(nèi)擴(kuò)展，中間部位為纖維區(qū)，近圓形，粗糙不平，周圍邊緣為剪切唇區(qū)，起伏較大。當(dāng)固溶溫度為810℃、時(shí)效溫度為520℃時(shí)，裂紋源于試樣加工螺紋處，由外向內(nèi)擴(kuò)展，斷口比較平整，纖維區(qū)已經(jīng)消失，斷口由較淺的小韌窩組成，屬于準(zhǔn)解理斷裂。當(dāng)固溶溫度為840℃、時(shí)效溫度為520℃時(shí)，裂紋源于試樣加工螺紋處，斷口粗糙，分布著硬質(zhì)顆粒，顆粒的小晶面棱角清晰，屬于典型的沿晶斷裂。

圖2 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10/mm 棒材的斷口形貌Fig.2 Fracture morphology of φ10/mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy(a)750℃/30min+ 520℃/8h;(b)780℃/30min+ 520℃/8h;(c)810℃/30min+ 520℃/8h;(d)840℃/30min+ 520℃/8h

圖3 為上述斷口中心部位放大1000 倍的形貌。當(dāng)固溶溫度為750℃，780℃時(shí)，韌窩形貌差別不大，都是由不規(guī)則形狀的撕裂韌窩組成，這些韌窩大小不同、形狀各異、位向不一。當(dāng)固溶溫度為810℃時(shí)，斷口內(nèi)出現(xiàn)明顯的大韌窩，尺寸約為30μm。當(dāng)固溶溫度為840℃時(shí)，斷口由許多沿晶斷裂的晶面及晶面之間的小韌窩組成，此時(shí)，材料的斷裂屬于脆性沿晶斷裂。

2.2 顯微組織與力學(xué)性能

圖3 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10/mm 棒材中心部位的斷口形貌Fig.3 Fracture morphology in the central part of φ10/mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy(a)750℃/30min+ 520℃/8h;(b)780℃/30min+ 520℃/8h;(c)810℃/30min+ 520℃/8h;(d)840℃/30min+ 520℃/8h

圖4 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10mm 的SEMFig.4 SEM of φ10mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al titanium alloy(a)750℃/30min+ 520℃/8h;(b)780℃/30min+ 520℃/8h;(c)810℃/30min+ 520℃/8h;(d)840℃/30min+ 520℃/8h

圖4 為試樣顯微組織的掃描照片。當(dāng)固溶溫度為750℃，時(shí)效為520℃時(shí)，α 相呈現(xiàn)針狀與孔狀，細(xì)小彌散分布，在放大2000倍的照片上，難以找到明顯的α 晶界，α 相約占40%，平均尺寸不到1μm。當(dāng)固溶溫度為780℃，時(shí)效為520℃時(shí)，α 相數(shù)量減少，約占30%，α 相形態(tài)變化不大，仍是針狀與孔狀，晶內(nèi)α 相與晶界α 相的區(qū)別仍不明顯。當(dāng)固溶溫度為810℃，時(shí)效為520℃時(shí)，α 相形態(tài)有較大變化，多為孔形，針狀α 相很少，α 晶界呈現(xiàn)多邊形化，α 相約占8%。當(dāng)固溶溫度為840℃，時(shí)效為520℃時(shí)，由于在相變點(diǎn)以上固溶，材料重新形核長大，β晶粒為規(guī)則的多邊形，尺寸較大，約在100μm 左右，因此，放大2000 倍的掃描照片，只能觀察到一個(gè)晶粒，而采用放大500 倍的照片，能觀察多個(gè)β 晶粒的形貌與尺寸，如圖4d 所示，時(shí)效后，β 晶粒內(nèi)沒有發(fā)現(xiàn)α 相析出。

表2 為固溶時(shí)效后的力學(xué)性能。由表2 可知，隨著固溶溫度升高，材料的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度升高，塑性下降。當(dāng)固溶溫度由750℃升至780℃時(shí)，材料的塑性變化不大，強(qiáng)度略微升高，當(dāng)固溶溫度為810℃時(shí)，材料的塑性急劇降低，強(qiáng)度快速升高，當(dāng)固溶溫度為840℃時(shí)，材料強(qiáng)度在1500MPa 以上，塑性極低，斷后伸長率為2%，斷面收縮率為5%。

表2 Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10/mm 棒材力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of φ10/mm bars of Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al of titanium alloy

2.3 討論

通過對(duì)圖2、3 與表2 的分析，當(dāng)固溶溫度為750℃、780℃，時(shí)效溫度為520℃時(shí)，斷口的纖維區(qū)為不規(guī)則形狀的撕裂韌窩組成，韌窩的撕裂棱是由于塑性變形而產(chǎn)生的，表明材料塑性較好。當(dāng)固溶溫度為810℃，時(shí)效溫度為520℃，斷口平整，纖維區(qū)消失，韌窩較淺，斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂，此時(shí)材料的塑性下降。當(dāng)固溶溫度為840℃，時(shí)效溫度為520℃，斷口平整，斷口上分布著棱角清晰的小晶面，此時(shí)材料的強(qiáng)度更高，塑性更低，斷裂為典型的脆性沿晶斷裂。

顯微組織能夠影響材料的力學(xué)性能:α 相多，材料的塑性高，強(qiáng)度低;α 相少，材料的塑性低，強(qiáng)度高。通過對(duì)圖4 與表2 的分析，當(dāng)固溶溫度為750℃，780℃時(shí)，時(shí)效溫度為520℃，α 相細(xì)小彌散分布，比例在30%以上，材料的塑性較高，強(qiáng)度相對(duì)略低。當(dāng)固溶溫度為810℃，時(shí)效溫度為520℃，α 相顯著減少，材料的強(qiáng)度迅速升高，塑性下降較大。當(dāng)固溶溫度為840℃，時(shí)效溫度為520℃，顯微組織中沒有發(fā)現(xiàn)α 相析出，強(qiáng)度更高，塑性極低。

當(dāng)材料在相變點(diǎn)以上固溶時(shí)，初生α 相回溶，隨著固溶溫度的升高，回溶的α 相越多，初生α 相減少，當(dāng)固溶后的材料在520℃保溫8h 時(shí)，有次生α相析出，然而，在圖4a，b，c 中，初生α 相和次生α相難以分辨清楚。當(dāng)固溶溫度在相變點(diǎn)以上時(shí)，如840℃，材料重新形核并長大，在520℃保溫8h 時(shí)，在圖4d 中沒有發(fā)現(xiàn)次生α 相，只有尺寸在100/μm左右的β 晶粒。比較圖2、圖3 與表2，可知，初生α相屬于能夠塑性變形的相，而次生α 相屬于硬質(zhì)點(diǎn)，強(qiáng)化相，不能塑性變形，因此，圖2 中的撕裂韌窩棱是初生α 相，韌窩是包含次生α 相的β 晶粒。在相變點(diǎn)以下固溶，隨著溫度的升高，回溶的α 相越多，初生α 相減少，在時(shí)效時(shí)析出的次生α 相就越多，同時(shí)，由于空位、位錯(cuò)等缺陷的消失，β 晶粒緩慢長大，因此，隨著固溶溫度的升高，韌窩增大，強(qiáng)度升高，塑性下降，尤其當(dāng)固溶溫度為810℃時(shí)，時(shí)效后的材料斷口平整，韌窩淺且大，強(qiáng)度較高，塑性較差。在相變點(diǎn)以上固溶，晶粒重新形核長大，沒有了撕裂韌窩，只有棱角清晰的小晶面組成的硬質(zhì)顆粒，這些顆粒是次生α 相聚集長大而成的，材料的強(qiáng)度更高，塑性更低。

3 結(jié)論

(1)Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10mm 棒材在固溶溫度為750℃與780℃，時(shí)效溫度為520℃時(shí)，裂紋源于試樣表面，纖維區(qū)近圓形，由撕裂性韌窩組成，為典型的韌性斷裂。當(dāng)固溶溫度為810℃、時(shí)效溫度為520℃時(shí)，裂紋源于試樣加工螺紋處，斷口比較平整，纖維區(qū)已經(jīng)消失，斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂。當(dāng)固溶溫度為840℃、時(shí)效溫度為520℃時(shí)，斷口出現(xiàn)棱角清晰的小晶面顆粒，為典型的沿晶脆性斷裂;

(2)Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 鈦合金φ10mm 棒材在固溶溫度為750℃與780℃，時(shí)效溫度為520℃時(shí)，α相呈現(xiàn)針狀與孔狀，細(xì)小彌散分布，難以分辨初生α相和次生α 相，α 相分別約占40%與30%，材料塑性好，強(qiáng)度高。當(dāng)固溶溫度為810℃，時(shí)效溫度為520℃時(shí)，晶界呈現(xiàn)多邊形化，α 相多為孔形，約占8%，材料塑性降低，強(qiáng)度升高。當(dāng)固溶溫度為840℃，時(shí)效溫度為520℃時(shí)，材料重新形核長大，β晶粒為規(guī)則的多邊形，沒有發(fā)現(xiàn)α 相析出，材料塑性更低，強(qiáng)度在1500/MPa 以上。

(3)斷口形貌中的撕裂棱為初生α 相，能夠塑性變形，提高材料的塑性，斷口形貌中的韌窩為包含次生α 相的β 晶粒，這些次生α 相屬于硬質(zhì)點(diǎn)，不能塑性變形，提高材料的強(qiáng)度。

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