王炳正,張睿峰,王旭明,王 煒,常富強(qiáng),閆沛堂,王玉剛

(蘭州蘭石有限公司鑄鍛分公司,甘肅 蘭州 730000)

鈦及鈦合金因密度小于絕大多數(shù)結(jié)構(gòu)材料,且比強(qiáng)度高、耐腐蝕性高,被廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶、石油化工和生物醫(yī)學(xué)等眾多重要領(lǐng)域[1-4]。TC4作為一種雙相(α+β)合金,因其強(qiáng)度高、耐蝕性?xún)?yōu)良且擁有良好的生物相容性,成為工業(yè)應(yīng)用中最通用的鈦合金;但TC4鈦合金在室溫條件下塑性較低、變形困難使其應(yīng)用受到一定限制[5-6]。TC4ELI鈦合金是一種雜質(zhì)元素較低的合金,被稱(chēng)為低間隙TC4鈦合金。在實(shí)際熔煉中,TC4ELI鈦合金需要將雜質(zhì)元素中的O含量控制在0.13%以下,與TC4合金相比,TC4ELI合金由于間隙元素O含量較低,有效地降低了TC4合金的低溫脆性,表現(xiàn)出良好的低溫塑性,在提高材料韌性的同時(shí)保持一定的強(qiáng)度水平[7]。為滿(mǎn)足TC4ELI材料塑性與強(qiáng)度的匹配要求,需要通過(guò)金屬塑性變形與熱處理來(lái)調(diào)控不同組織與力學(xué)性能[8]。任馳強(qiáng)等采用不同固溶-時(shí)效熱處理工藝,揭示了TC4鈦合金固溶過(guò)程中亞穩(wěn)相α′與α″的形成,根據(jù)不同時(shí)效溫度調(diào)控力學(xué)性能[9]。

因TC4ELI鈦合金屬于低間隙合金,其塑性較TC4合金雖有提升,但強(qiáng)度比TC4合金低50～100 MPa[7]。采用船舶耐壓艙環(huán)鍛件沖孔芯料,通過(guò)不同熱處理方式調(diào)控TC4ELI顯微組織,探究不同熱處理方式對(duì)TC4ELI鈦合金力學(xué)性能的影響,為T(mén)C4ELI鈦合金能在生產(chǎn)中獲得強(qiáng)塑性和強(qiáng)韌性匹配提供依據(jù),并指導(dǎo)該合金工業(yè)生產(chǎn)與應(yīng)用。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 TC4ELI鈦合金試樣制備

試驗(yàn)用TC4ELI鈦合金采用0級(jí)海綿鈦,經(jīng)3次真空自耗熔煉,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:6.25Al、4.14V、0.138Fe、0.009C、0.087O、0.005N、0.001H、余量Ti。采用計(jì)算法得出TC4ELI鈦合金β相變溫度為973 ℃。鑄錠經(jīng)過(guò)1150 ℃與1070 ℃完成開(kāi)坯鍛造,再經(jīng)過(guò)α+β兩相溫區(qū)(800～960 ℃)完成環(huán)件鍛造成型,試樣鍛態(tài)顯微組織如圖1所示。試樣組織形貌為α相與β相轉(zhuǎn)變組織,α相形貌存在球形與長(zhǎng)條形,β相中還存在少量的針狀次生α相。材料熱加工后的鍛態(tài)組織是后續(xù)不同熱處理制度下組織演變的基礎(chǔ)。

圖1 TC4ELI鈦合金鍛態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of TC4ELI titanium alloy as forged

1.2 試驗(yàn)方法

在鍛態(tài)芯料上共截取4組試樣,試樣尺寸均為20 mm×20 mm×180 mm,采用HR-1400型號(hào)箱式電阻爐進(jìn)行熱處理加熱,熱處理制度如表1所示。

表1 熱處理制度Table 1 Heat treatment system

從不同熱處理試樣上切取金相和拉伸試樣進(jìn)行微觀組織觀察和力學(xué)性能檢測(cè)。試樣經(jīng)機(jī)械研磨拋光,采用配比為10 mL HF+5 mL HNO3+85 mL H2O的腐蝕溶液進(jìn)行金相腐蝕,在GX51光學(xué)金相顯微鏡下進(jìn)行顯微組織觀察。根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》,采用600 kN微機(jī)控制電液伺服萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),每組1個(gè)試樣,拉伸試樣尺寸如圖2所示。

圖2 拉伸試樣圖Fig.2 Drawing of tensile specimens

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

不同熱處理制度下TC4ELI鈦合金的顯微組織如圖3所示。圖3(a)為雙重退火后TC4ELI鈦合金的顯微組織,與鍛態(tài)組織(圖1)相比,初生α相有所增大,針狀次生α相消失,取而代之的是小尺寸等軸次生α相以及少量的β相組織。在雙重退火過(guò)程中,初生條狀α相長(zhǎng)大,長(zhǎng)寬比減小,條狀α相有轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶的趨勢(shì);但一重退火后未冷卻,隨后進(jìn)行二重退火,初生條狀α相未形成等軸晶。由于TC4ELI鈦合金經(jīng)過(guò)了充分的鍛造變形,變形后組織中存在大量的晶格畸變[10],次生α相形核也較多;但二重退火溫度較低,溫度為630 ℃,因此基體中二次析出的α相尺寸較小,保溫時(shí)間較長(zhǎng),二次析出α相呈等軸狀[11]。

(a)雙重退火;(b)再結(jié)晶退火;(c)β退火;(d,e)固溶+時(shí)效 圖3 不同熱處理制度下TC4 ELI鈦合金的顯微組織(a)double annealing; (b)recrystallization annealing; (c)β annealing; (d,e)solid solution+agingFig.3 Microstructure of TC4 ELI titanium alloy under different heat treatment system

圖3(b)為再結(jié)晶退火后TC4ELI鈦合金的顯微組織,初生α相組織含量明顯小于50%,為典型的雙態(tài)組織。溫度升高至 965 ℃,接近(α+β)/β相變溫度,條狀α相持續(xù)向β相轉(zhuǎn)變,含量急劇下降,在冷卻過(guò)程中基體中形成少量等軸α相。由于第二次退火溫度較低,因此等軸α相尺寸較小,為25～35 μm。在750 ℃保溫過(guò)程中,片層狀α相沿著晶界不斷析出,在晶內(nèi)沿著特定晶面析出,組織形成了含有少量等軸α相和大量針狀α相的編織狀多尺度片層組織,針狀α集束之間互相交叉編織,形成雙態(tài)組織[12]。

圖3(c)為β退火(Tβ+40 ℃)后TC4ELI鈦合金的顯微組織,在此溫度下大部分α相轉(zhuǎn)化為β相,冷卻過(guò)程中,初生α相在析出過(guò)程中形成等軸晶,但由于變形鈦合金的原始組織存在拉長(zhǎng)的扭曲α相,因此退火后形貌中存在條狀α相,同時(shí)在β相轉(zhuǎn)變基體中析出針狀馬氏體。

圖3(d)為固溶+時(shí)效處理后TC4ELI鈦合金的顯微組織,為少量等軸初生α相+時(shí)效β基體相組織[13]。固溶過(guò)程中,大量的α相在960 ℃溫度下轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?保溫結(jié)束后進(jìn)行水冷,阻止α相形核長(zhǎng)大,保留了高溫β相組織,在快速冷卻的同時(shí)發(fā)生馬氏體相變,為時(shí)效相變提供組織基礎(chǔ)。圖3(e)為固溶+時(shí)效熱處理后TC4ELI鈦合金的500倍形貌,可以看出,在時(shí)效β基體相中存在大量細(xì)小的α析出相[9,14]。時(shí)效處理對(duì)固溶得到的亞穩(wěn)組織進(jìn)行低溫?zé)崽幚?使析出的α相為穩(wěn)定細(xì)小的等軸組織。

2.2 力學(xué)性能

不同熱處理制度下TC4ELI鈦合金的室溫力學(xué)性能如表2所示。由表2中可知,再結(jié)晶退火試樣的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度最大,分別為1075 MPa和1028 MPa;雙重退火試樣的伸長(zhǎng)率與斷面收縮率最大,分別為35.5%和46%。雙重退火試樣的組織為大量的等軸與扭曲條狀α相,晶粒尺寸較大,在拉伸過(guò)程中位錯(cuò)在滑移時(shí)在晶界處將變性能分配到周?chē)木Я?通過(guò)晶界時(shí)有效減少了位錯(cuò)的塞積[7],因此雙重退火后TC4ELI鈦合金的強(qiáng)度較低,但表現(xiàn)出良好的塑性[15-16]。再結(jié)晶退火試樣為初生α相小于50%的雙態(tài)組織,并且β基體中有大量的針狀α相極速生長(zhǎng)且位向混亂,因此在變形過(guò)程中位錯(cuò)滑移至晶界處難以協(xié)調(diào)變形分散變形能[17],容易出現(xiàn)塞積與釘扎,從而發(fā)生應(yīng)力集中,因此再結(jié)晶退火條件下TC4ELI合金強(qiáng)度較高,但塑性降低[18]。

表2 不同熱處理制度下TC4ELI鈦合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of TC4ELI titanium alloy under different heat treatment system

β退火試樣的伸長(zhǎng)率最小,僅為9%,在1010 ℃退火條件下形成的馬氏體屬于孿晶型亞結(jié)構(gòu),組織中有大量的退火孿晶。孿晶界會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的平均自由程降低,較少晶體變形的滑移系數(shù)量,導(dǎo)致組織硬化,顯著降低材料塑性。

固溶+時(shí)效試樣的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度分別為1022 MPa和949 MPa,伸長(zhǎng)率為12.5%。由于固溶處理的溫度較高,固溶處理過(guò)程中初生α相較少,同時(shí)組織中會(huì)析出大量的亞穩(wěn)相;時(shí)效處理將亞穩(wěn)相轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定相,析出穩(wěn)定的細(xì)小等軸α組織,斷裂過(guò)程中裂紋在時(shí)效基體中擴(kuò)展延伸的路徑更曲折,導(dǎo)致斷裂需要消耗更大的能量,因此時(shí)效+固溶試樣的強(qiáng)度較高,塑性略差。

3 結(jié)論

1)不同熱處理制度下TC4ELI鈦合金得到不同組織,雙重退火后組織為等軸α相+β轉(zhuǎn)變基體,再結(jié)晶退火得到雙態(tài)組織,β退火得到α相+針狀馬氏體組織,固溶+時(shí)效處理得到穩(wěn)定相α+β及次生等軸α相組織。

2)不同熱處理制度下TC4ELI鈦合金的常溫力學(xué)性能各有不同,再結(jié)晶退火后材料強(qiáng)度最大,屈服強(qiáng)度為1028 MPa,抗拉強(qiáng)度為1075 MPa;雙重退火后材料塑性最高,伸長(zhǎng)率為35.5%,斷面收縮率為35.5%?？紤]材料使用環(huán)境的強(qiáng)度和塑性的最佳匹配,最佳熱處理方式為再結(jié)晶退火,即965 ℃×1 h,AC+750 ℃×1 h,AC。

3)β退火(Tβ+40 ℃)后形成孿晶型亞結(jié)構(gòu)的馬氏體組織,并且組織中存在大量孿晶界,形成組織硬化,會(huì)顯著降低材料塑性。