朱雪峰，彭 暉，樊 凱，丁永峰

(湖南金天鈦業(yè)科技有限公司，湖南 常德 415001)

0 引 言

綜合性能優(yōu)良的高溫鈦合金一直是鈦合金研究的重點(diǎn)之一[1]。TA12A鈦合金是中科院金屬研究所在Ti55合金基礎(chǔ)上研發(fā)的一種高溫合金，其名義成分為Ti-5.5Al-3.5Sn-3.0Zr-0.7Mo-0.3Si-0.4Nb-0.4Ta[2]。由于增加了熱強(qiáng)元素Ta和Nb，同時(shí)去掉了稀土元素Nd，TA12A鈦合金的熱穩(wěn)定性與高溫持久性能都極其優(yōu)良，可在550 ℃的高溫條件下長(zhǎng)期工作，同時(shí)具有較好的塑性。因此，TA12A鈦合金在航空領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用，主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、鼓筒、葉片等[2-3]。目前，國內(nèi)外對(duì)TA12A鈦合金超塑性工藝參數(shù)[4]、鍛造工藝對(duì)組織性能的影響規(guī)律[5]等方面開展了相關(guān)研究。然而，有關(guān)熱處理對(duì)TA12A鈦合金微觀組織和力學(xué)性能的影響尚缺乏深入研究。

由于鈦具有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，除了全α型和穩(wěn)定β型鈦合金外，通常為α+β兩相共存狀態(tài)。其中，α相通常表現(xiàn)出3種典型的幾何形貌，即等軸狀初生α相、片層狀次生α相和針狀次生α相，且每一種形貌的α相對(duì)性能有著不同的影響[6-7]。TA12A鈦合金屬于近α型鈦合金，其組織主要由α相組成，且?guī)缀涡蚊仓饕械容S狀和片層狀2種，調(diào)控不同形貌α相之間的相對(duì)含量成為了調(diào)控其力學(xué)性能的重要手段。因此，研究熱處理工藝對(duì)等軸狀初生α相和片層狀次生α相之間的相對(duì)含量以及力學(xué)性能的影響，可以為TA12A鈦合金的組織調(diào)控提供理論指導(dǎo)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用材料為φ380 mm的TA12A鈦合金圓棒鍛件，其化學(xué)成分如表1所示，原始組織如圖1所示。通過金相法測(cè)定其相變點(diǎn)為1 009 ℃。由圖1可見，TA12A鈦合金棒材原始組織主要由等軸狀初生α相組成，為典型的等軸組織。從棒材上切取試樣并按表2給定的制度進(jìn)行熱處理，通過改變熱處理溫度和冷卻速度來調(diào)控等軸狀初生α相和片層狀次生α相的含量。

表1 TA12A鈦合金棒材的主要化學(xué)成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of TA12A titanium alloy bar

圖1 TA12A鈦合金棒材的原始組織Fig.1 Microstructure of the as-received TA12A titanium alloy bar

Table 2 Heat treatment processes of TA12A titanium alloy bar

TA12A鈦合金試樣熱處理后，分別進(jìn)行微觀組織觀察和室溫拉伸性能測(cè)試。拉伸試樣為φ5 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。室溫拉伸性能測(cè)試在UTM5205電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。采用Tescan MIRA3場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣組織形貌和拉伸后的斷口形貌，腐蝕劑采用配比為V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶2∶50的Kroll試劑。采用Tecnai G2 F20 場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡(TEM)觀察拉伸試樣初生α相和次生α相中的位錯(cuò)。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱處理對(duì)初生α相和次生α相含量的影響

圖2為空冷條件下，TA12A鈦合金經(jīng)不同溫度熱處理后的SEM照片。由圖2可以看出，TA12A鈦合金在相變點(diǎn)溫度以下熱處理后，其微觀組織都為α+β雙相組織，且都有等軸狀初生α相存在，但熱處理溫度對(duì)α和β相的含量和形貌影響顯著。隨著熱處理溫度的增加，初生α相含量逐漸減少，次生α相含量逐漸增多，且次生α相的厚度逐漸增大。這是因?yàn)門A12A鈦合金在保溫過程中，發(fā)生α→β相變。隨著熱處理溫度的升高，更多的α相向β相轉(zhuǎn)變，使得初生α相含量逐漸減少。并且在熱處理溫度達(dá)到1 000 ℃時(shí)，初生α相含量急劇減少，其體積分?jǐn)?shù)只有9%(圖2f)。此時(shí)，初生α相對(duì)β晶粒長(zhǎng)大的阻礙作用減弱，故β晶粒在1 000 ℃時(shí)急劇長(zhǎng)大。

保溫后冷卻過程中，β相向α相發(fā)生轉(zhuǎn)變。β相向α相轉(zhuǎn)變存在2種形式，一種是β相向初生α相轉(zhuǎn)變，使得等軸狀初生α晶粒發(fā)生長(zhǎng)大；另外一種是在β相中析出片層狀的次生α相。Li等[8]在研究近α型TA19鈦合金熱處理過程中的組織演變時(shí)發(fā)現(xiàn)，由于鈦合金中α相穩(wěn)定元素較多，空冷時(shí)有利于片層狀次生α相形核和長(zhǎng)大，所以β相主要向片層狀次生α相轉(zhuǎn)變。因此，空冷后TA12A鈦合金中的片層狀次生α相的含量主要與保溫后β相的含量有關(guān)。隨著熱處理溫度的升高，保溫后β相含量逐漸增多，因此冷卻后片層狀次生α相含量逐漸增多。且隨著熱處理溫度的升高，元素的擴(kuò)散能力強(qiáng)，有利于片層狀次生α相的長(zhǎng)大，因此次生α相的片層厚度逐漸增大。同時(shí)，由圖2可見，TA12A鈦合金組織中初生α相和次生α相含量總和隨熱處理溫度變化較小。

圖2 冷卻方式為空冷時(shí)，TA12A鈦合棒材金經(jīng)不同溫度熱處理后的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM photographs of TA12A titanium alloy bars heat treated at different temperatures and all with air cooling :(a)900 ℃；(b)920 ℃；(c)940 ℃；(d)960 ℃；(e)980 ℃；(f)1 000 ℃

圖3為熱處理溫度為940 ℃時(shí)，不同冷卻方式下TA12A鈦合金棒材熱處理后的SEM照片。由圖3可以看出，冷卻方式對(duì)TA12A鈦合金的微觀組織影響顯著。冷卻方式由空冷變?yōu)闋t冷時(shí)，熱處理后的TA12A鈦合金中主要由大量的等軸狀初生α相和少量殘余的β相組成，而沒有片層狀次生α相的存在。這表明爐冷過程中抑制了次生α相析出。這是因?yàn)闋t冷的冷卻速度比空冷的要慢，較慢的冷卻速度使得β相在冷卻過程中獲得的過飽和度較小，從而抑制了次生α相的形核，使得β相向初生α相轉(zhuǎn)變。

圖3 TA12A鈦合金940 ℃熱處理后再經(jīng)不同方式冷卻后的SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM photographs of TA12A titanium alloy after heat treated at 940 ℃ then cooled by different ways:(a)AC；(b)FC

2.2 熱處理對(duì)力學(xué)性能的影響

表3給出了熱處理后TA12A鈦合金棒材的室溫拉伸性能。從表3可以看出，本實(shí)驗(yàn)對(duì)每組熱處理試樣進(jìn)行的2次室溫拉伸性能測(cè)試試結(jié)果一致，表明測(cè)試數(shù)據(jù)可靠性高。將表3中C和G熱處理制度下熱處理后的室溫拉伸性能進(jìn)行比較分析時(shí)發(fā)現(xiàn)，保溫溫度為940 ℃時(shí)，空冷條件下的抗拉強(qiáng)度更高。由2.1節(jié)可知，空冷條件下，TA12A鈦合金中析出了片層α相，表明細(xì)小的片層α相會(huì)產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化作用。在空冷條件下，當(dāng)熱處理溫度在900～980 ℃之間時(shí)，TA12A鈦合金室溫抗拉強(qiáng)度變化不大，約為990 MPa。這是因?yàn)殡m然隨著熱處理溫度的增加，片層α相增多會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)化作用，但是等軸狀初生α相晶粒和β晶粒發(fā)生長(zhǎng)大，使得強(qiáng)化作用減弱，因此抗拉強(qiáng)度變化不大。當(dāng)熱處理溫度從980 ℃升高至1 000 ℃時(shí)，合金強(qiáng)度增加明顯，從990 MPa增大到1 020 MPa。這是因?yàn)樵? 000 ℃時(shí)，片層α相大幅度增加，且片層α束域尺寸較小，從而帶來了明顯的強(qiáng)化作用。

表3熱處理制度對(duì)TA12A鈦合金室溫拉伸性能的影響

Table 3 Effect of heat treatment on room temperature tensile properties of TA12A titanium alloy

為了進(jìn)一步闡明初生α相和次生α相對(duì)強(qiáng)度的影響機(jī)制，本研究對(duì)拉伸后的試樣進(jìn)行了TEM觀察。圖4為經(jīng)過980 ℃/AC熱處理的TA12A鈦合金棒材拉伸后的TEM照片。由圖4可見，初生α相和次生α相中都產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)，且位錯(cuò)在α/β界面上出現(xiàn)了塞積。這說明，TA12A鈦合金室溫拉伸變形過程中，初生α相和次生α相都承擔(dān)著塑性變形。位錯(cuò)塞積是產(chǎn)生強(qiáng)化的重要機(jī)制，由于片層α相會(huì)產(chǎn)生更多的相界面，因此片層α相增多會(huì)產(chǎn)生較強(qiáng)的強(qiáng)化作用。

圖4 TA12A鈦合金拉伸后的TEM照片F(xiàn)ig.4 TEM images of TA12A titanium alloy after tensile test

從表3還可以看出，隨著熱處理溫度升高，TA12A鈦合金塑性有所增大，表明片層次生α相的增多有利于合金的塑性變形。為了進(jìn)一步了解不同熱處理制度下TA12A鈦合金的斷裂行為，本研究對(duì)拉伸斷口進(jìn)行了觀察，其典型斷口形貌如圖5所示。

圖5 TA12A鈦合金經(jīng)不同溫度熱處理后斷口的SEM照片F(xiàn)ig.5 SEM photographs of fracture of TA12A titanium alloy heat treated at different temperatures:(a)920 ℃；(b)940 ℃；(c)960 ℃；(d)980 ℃

由圖5可以看出，TA12A鈦合金的斷口均由韌窩構(gòu)成，表明其斷裂方式均為韌性斷裂。綜合來看，當(dāng)熱處理溫度為1 000 ℃、冷卻方式為空冷時(shí)，片層α相較多，初生α晶粒和片層α束域尺寸較小，其綜合性能最佳。

3 結(jié) 論

(1)TA12A鈦合金保溫后空冷過程中會(huì)析出次生α相。隨著熱處理溫度升高，初生α相含量逐漸減少，次生α相含量逐漸增大，但初生α相和次生α相總量變化不大。

(2)熱處理溫度為900 ～980 ℃時(shí)，片層α相含量增加產(chǎn)生強(qiáng)化作用，但初生α和β晶粒長(zhǎng)大減弱了強(qiáng)化作用，因此該溫度區(qū)間內(nèi)強(qiáng)度變化不大。熱處理溫度升高至1 000 ℃時(shí)，片層α相含量急劇增加，使得強(qiáng)度大幅提高。熱處理溫度升高，次生α相增多，有利于合金的塑性變形。

(3)熱處理溫度為1 000 ℃、冷卻方式為空冷時(shí)，片層α相較多，初生α晶粒和片層α束域尺寸較小，合金的綜合性能最佳。