文章编号：1004-0609(2013)S1-s0512-05

Ti6321钛合金退火处理过程中组织演变及其对冲击韧性的影响

杨治军，郭爱红，吴义舟

(中国船舶重工集团公司第七二五研究所，洛阳 471003)

摘  要：为了调整合金显微组织参量，提高冲击韧性，采用OM研究Ti6321合金退火处理过程中组织演变及其对冲击韧性α_kv的影响。结果表明：Ti6321合金冲击韧性随退火温度和时间发生明显变化。当退火温度低于T_β时，初生等轴α相晶粒尺寸和次生条状α相宽度随退火温度升高而增大，次生α相条长宽比减小，使Ti6321合金冲击韧性α_kv显著提高。当退火温度高于T_β时，退火后初生等轴α相减少，β相含量急剧增加，空冷时从β相中析出大量针状次生α相，次生α相条长宽比增大，使合金冲击韧性α_kv下降。在2 h内随退火时间延长，次生α相条粗化，长宽比降低，冲击韧性上升；退火时间超过2 h后，合金组织和冲击韧性趋于稳定。

关键词：Ti6321合金；冲击韧性；热处理；显微组织

中图分类号：TG 146.4　　     文献标志码：A

Microstructure evolution of Ti6321 titanium alloy during annealing treatment and its effect on impact toughness

YANG Zhi-jun, GUO Ai-hong, WU Yi-zhou

(Luoyang Ship Material Research Institute, Luoyang 471003, China)

Abstract: The microstructure evolution and its effects on impact toughness of Ti6321 titanium alloy were investigated by the OM in order to enhance the impact toughness by changing microstructure through adjusting annealing temperature. The results indicate that the impact toughness greatly changes with the increase of annealing temperature. When the annealing temperature is lower than t_β, exquiaxed primary α grain and the secondary α lath grow up with annealing temperature increasing, and the impact toughness is remarkably enhanced. However, when annealing temperature is higher than t_β, exquiaxed primary α phase is reduced, and β phase contents rapidly increase. Large numbers of needle-like secondary α phases precipitate from β phase during air cooling, and the ratio of length to width of secondary α lath increases, which makes the impact toughness decrease. Within 2 h, secondary α lath coarsen and the ratio of length to width decreases with increase of annealing time, and then impact toughness increases. When annealing time is longer than 2 h, the microstructure and impact toughness are unchanged with annealing time prolonging.

Key words: Ti6321 titanium alloy; impact toughness; heat-treatment; microstructure

Ti6321是一种近α型船用钛合金，具有中等室温强度、高强塑韧性、良好焊接性能以及抗海洋环境腐蚀能力，可用于深潜器耐压壳体、高压容器、船舶焊接结构件等建造^[1-8]。通常，Ti6321合金在退火状态下使用，产品强度和塑性批次稳定性好，但冲击韧性随退火工艺波动变化较大^[9]。目前，对Ti6321合金的研究主要集中在合金成分设计^[2]、合金元素对力学性能的影响^[10-15]、锻造工艺对显微组织与力学性能影 响^[16] 等方面。而关于退火温度对Ti6321合金冲击韧性和显微组织的影响，尤其是“退火温度、时间-组织参量-冲击韧性”三者之间相互依存的内在机理研究较少。为此，本文作者采用金相显微镜(OM)、透射电镜TEM系统研究分析了退火温度对Ti6321合金锻件显微组织和冲击韧性的影响，阐明了“退火温度、时间-组织参量-冲击韧性”三者之间相互依存的内在关系机理，为Ti6321合金产品冲击韧性批次稳定性控制提供理论依据。

1  试验

1.1  实验材料

试验材料为真空自耗电弧炉2次熔炼制备的铸锭，经β相区开坯，在相变点以下20~30 ℃多火次锻造，热锻态Ti6321合金锻件，长×宽×高为600 mm×500 mm×90 mm，其化学成分如表1所列。

表1  Ti6321合金锻件化学成分

Table 1  Chemical composition of Ti6321 forgings (mass fraction, %)

1.2  实验仪器

本实验所用仪器主要有：厢式电阻加热炉，光学显微镜OM(OLYMPUS GX71)，透射电镜TEM(Philips CM200)，INSTRON万能试验机和JB300B冲击试验机。

从热锻态锻件上切取长×宽×高为90 mm×66 mm×60 mm试块，按照表2所示工艺进行退火处理。退火处理后采用X射线衍射仪进行物相结构分析，采用金相显微镜(OM)和透射电镜(TEM)分析显微组织结构。在INSTRON万能试验机上测试室温拉伸性能，拉伸试样为标距段直径5 mm，长30 mm的国标试样。室温冲击试样为高和宽10 mm、长55 mm的“V”形缺口夏比冲击试样。

表2  Ti6321合金退火工艺

Table 2  Annealing procedure of Ti6321alloy

2  结果与讨论

2.1  退火工艺对显微组织的影响

2.1.1  退火温度对显微组织的影响

图1所示为800~1 000 ℃不同温度退火Ti6321合金金相组织。由图1(a)~(c)可知：800~950 ℃退火处理后，Ti6321合金组织均为由等轴初生α相和β_t内条状次生α相组成的典型双态组织；且随退火温度升高，等轴初生α相尺寸增大，次生α相条长度未见明显变化，宽度增大，长宽比由7下降为5。继续升高退火温度至1 000 ℃(t_β以上)时，等轴初生α相数量大幅度减少，合金组织形貌转变为典型魏氏组织，β_t 内次生α相条变细长，长宽比急剧增加至12(图1(d))。

图1  不同温度下退火Ti6321合金的金相组织

Fig. 1  Microstructures of Ti6321 alloys annealed at different temperatures

2.1.2  900 ℃退火时间对显微组织的影响

图2所示为900 ℃不同退火时间处理的Ti6321合金金相组织。由图2可知：900 ℃退火处理后，Ti6321合金组织为由等轴初生α相和β_t内条状次生α相组成的典型双态组织，随退火时间延长初生α相含量基本不发生变化；1~2 h内，随退火时间延长，β_t 内条状次生α相条长度、宽度均增大，但长宽比降低，退火时间延长至2 h时，β_转 内条状次生α相条长宽比由4降低至3(见图2(c))；继续延长退火时间至3 h，次生α相条长宽比不再变化。

图2  900 ℃不同退火时间Ti6321合金金相组织

Fig. 2  Microstructures of Ti6321 alloys annealed at 900 ℃ for different times

2.2  退火工艺对冲击韧性的影响

2.2.1退火温度对冲击韧性α_kv的影响

图3所示为Ti6321合金冲击韧性随退火温度变化曲线。由图3可以看出：退火温度为800~900 ℃时，冲击韧性α_kv随退火温度升高呈线性增长规律；退火温度为900~950 ℃时，冲击韧性α_kv随退火温度升高基本不发生变化；退火温度超过950 ℃，冲击韧性α_kv随退火温度升高急剧下降。这是因为：退火温度为800~900 ℃时，Ti6321合金组织均为由等轴初生α相和β_t内条状次生α相组成的典型双态组织，虽然显微组织结构不发生变化。但随退火温度升高，β_t内条状次生α相条长宽比下降，在冲击断裂过程中充当裂纹形核中心和裂纹扩展通道的α/β相界面积减少，裂纹形成和扩展难度增大，裂纹形成和扩展所需要的功增大，表征材料冲击断裂过程吸收能量总和的冲击韧性α_kv值，随退火温度升高呈线性增长。退火温度为900~950 ℃时，合金显微组织结构和尺寸参数(β_t内条状次生α相条长宽比l/w)基本不变，冲击韧性α_kv随退火温度升高基本不发生变化。退火温度超过950 ℃，随退火温度升高初生α相数量减少，合金组织形貌转变为魏氏组织，β_t内次生α相条长宽比增大，在冲击断裂过程中充当裂纹形核中心和裂纹扩展通道的α/β相界面积增大，裂纹形成和扩展相对容易，裂纹形成和扩展所需要的功增大，冲击韧性α_kv随退火温度升高急剧下降。

2.2.2  900 ℃退火时间对冲击韧性α_kv的影响

为进一步探索“退火工艺-组织参量-冲击韧性”间的系统关系及内在机理，研究了冲击韧性α_kv与900 ℃退火时间的关系曲线，具体如图4所示。图4所示曲线表明：1~2 h内，随退火时间延长，冲击韧性α_kv 急剧上升；2~3 h，冲击韧性α_kv随退火时间延长基本不发生变化。这是因为：1~2 h内，随退火时间延长，合金组织结构不变，但β_t内条状次生α相条长度、宽度增大，长宽比降低(由4降为3)，α/β相界面积减少，裂纹形成和扩展所需能量增大，故冲击韧性α_kv增大。继续延长退火时间至3 h，合金组织结构和次生α相条长宽比不再变化，材料冲击断裂机理基本不变，故冲击韧性α_kv亦不变。

图3  冲击韧性α_kv—退火温度曲线

Fig. 3  Toughness—annealing temperature curve

图4  900℃退火时冲击韧性α_kv退火时间曲线

Fig. 4  Toughness-annealing time curve at 900℃

3  结论

1) Ti6321合金冲击韧性对组织参量反应敏感，随退火工艺及组织变化，发生明显变化。

2) 退火温度低于t_β时，初生等轴α相晶粒尺寸和次生条状α相宽度随退火温度升高而增大，次生α相条长宽比减小，使Ti6321合金冲击韧性α_kv显著升高。退火温度高于t_β时，初生等轴α相减少，β相含量增加，空冷时从β相中析出大量针状次生α相，使次生α相条长宽比增大，合金冲击韧性α_kv下降。

3) 2 h内，随退火时间延长，次生α相条粗化及长宽比降低，导致冲击韧性上升；超过2 h，合金组织和冲击韧性随时间延长基本不再变化。

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(编辑  赵  俊)

基金项目：国防科工局重大基础科研项目(C0820110052)

收稿日期：2013-07-28；修订日期：2013-10-10

通信作者：杨治军，工程师，博士；电话：0379-67256964；E-mail：yzj165@163.com