简介概要

退火温度对Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金显微组织和织构的影响

来源期刊：稀有金属2008年第2期

论文作者：路民旭张雷沙爱学李兴无

关键词：Ti-3Al-4.5V-5Mo; 显微组织; 织构; ODF;

摘要：研究了退火温度对Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金丝材显微组织和织构的影响. 结果表明, 随着退火温度的提高, 初生α相的形态逐渐由条状α和球状α的混合组织向球状组织过渡, 晶粒尺寸逐渐增加. 当退火温度达到880 ℃时, 转变成粗晶片状组织. 两相区退火时,α相出现(φ1,～0°,φ2)织构组分, 其强度随着退火温度的升高而略有增加,β相(φ1,～0°,φ2)织构组分随着退火温度的升高逐渐增强. Β区退火后织构依然明显,α和β相织构分别主要为(φ1,～0°,φ2)和(φ1,～45°,0°).两相区退火加热时,α和β相发生了原位再结晶和形核长大再结晶, 在随后的炉冷过程中, β相向α相的转变主要是以在原有α相颗粒上的长大机制进行.

稀有金属 2008,(02),144-150 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2008.02.013

退火温度对Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金显微组织和织构的影响

路民旭沙爱学张雷

北京科技大学材料科学与工程学院,北京科技大学材料科学与工程学院,北京航空材料研究院,北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 北京航空材料研究院,北京100095,北京100083,北京100095,北京100083

摘要：

研究了退火温度对Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金丝材显微组织和织构的影响。结果表明, 随着退火温度的提高, 初生α相的形态逐渐由条状α和球状α的混合组织向球状组织过渡, 晶粒尺寸逐渐增加。当退火温度达到880℃时, 转变成粗晶片状组织。两相区退火时, α相出现 (φ1, ⁰°, φ2) 织构组分, 其强度随着退火温度的升高而略有增加, β相 (φ1, ⁰°, φ2) 织构组分随着退火温度的升高逐渐增强。β区退火后织构依然明显, α和β相织构分别主要为 (φ1, ⁰°, φ2) 和 (φ1, ⁴5°, 0°) 。两相区退火加热时, α和β相发生了原位再结晶和形核长大再结晶, 在随后的炉冷过程中, β相向α相的转变主要是以在原有α相颗粒上的长大机制进行。

关键词：

Ti-3Al-4.5V-5Mo;显微组织;织构;ODF;

中图分类号： TG166.5

收稿日期：2007-11-12

Effect of Annealing Temperatures on Microstructure and Texture of Ti-3Al-4.5V-5Mo Titanium Alloy

Abstract：

The effect of annealing temperatures on the microstructure and texture of Ti-3Al-4.5V-5Mo titanium alloy was studied. The results show that the morphology of nascent α phase was gradually changed from the mixed structure of streaky with globular to globular one and the grain size was greatly enlarged as annealing temperature increasing. The microstructure was transformed to coarse-grained lamellar structure when the annealing temperature was up to 880 ℃. The α texture component around the orientation characterized by Euler's angle (φ1, ～0°, φ2) appeared when annealed in α+β phase field, its intensity increased slightly with the raising temperature and the intensity of β texture component around the orientation characterized by Euler's angle (φ1, ～0°, φ2) increased gradually as raising the annealing temperatures. The alloy texture was obvious even annealed in the β field, which components of α and β were around the orientation characterized by Euler's angle (φ1, ～0°, φ2) and (φ1, ～45°, 0°) respectively. In situ recrystallization and nucleation-growth recrystallization of α and β occured when heated in the α+β field, and the transition of β to α during subsequent furnace cooling mainly followed the mechanism of growth on original α particles during subsequent furnace cooling.

Keyword：

Ti-3Al-4.5V-5Mo; microstructure; texture; ODF;

Received： 2007-11-12

显微组织和织构类型是决定钛合金性能的关键因素 ^[1,2] 。变形后的再结晶退火是钛合金显微组织和织构形成的关键过程之一, 特别是对于经过剧烈变形的半成品, 如板材、丝材、挤压型材等。人们对此做了大量工作, 但是对于再结晶过程中显微组织和织构演变的机制存在很大的争议 ^[3] 。

Ti-3Al-4.5V-5Mo为马氏体型α-β两相合金, 其β稳定系数K_β≈0.8, 主要用于制作冷成形紧固件 ^[4,5,6] 。为了满足冷成形过程中的大变形要求, 合理地控制合金的显微组织和织构类型非常必要。本文研究了再结晶退火时合金的显微组织和织构类型的演变规律, 并分析了显微组织和织构类型演变机制。

1 实验

用料为Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金Φ 8 mm热加工状态丝材。通过金相法和X射线衍射分析测定该合金的相转变温度为870 ℃。经过720～880 ℃保温60 min后炉冷。取不同温度退火丝材的横向试样, 经粗磨、细磨和抛光, 制备成织构分析试样。

织构分析在PHILIPS的X′PERT型X射线仪上进行。测试了丝材α相和不完全极图, β相 (200) , (211) , (110) 或 (220) 不完全极图。在此基础上, 以Bunge系统计算恒φ₂截面ODF, 并反算出α相全极图和β相 (200) , (110) 全极图, 分析丝材的织构特征 ^[6] 。 SEM分析在JSM-5800型扫描电镜上进行。

2 结果与分析

2.1 不同退火温度下的显微组织

不同退火温度下的丝材横向的显微组织见图1。随着退火温度的提高, 初生α相的形态也逐渐由条状α和球状α的混合组织向球状组织过渡, 颗粒尺寸逐渐增加。当退火温度达到880 ℃时, 转变成粗晶片状组织。可见, 即使在相转变温度以下退火, 退火温度对合金的显微组织也产生了较大的影响, 这种变化来自于α和β相的再结晶及随后的晶粒长大。

2.2 退火温度对合金α相织构的影响

2.2.1 两相区退火

合金热加工和两相区退火状态的α相 (0002) 、极图见图2～4。热加工α相 (0002) 极点密度最大值出现在和丝材轴线成10°～20°角的位置附近, 而极点密度在丝材轴线位置最高, 这说明热加工状态的丝材存在不同的织构组分。经过720～840 ℃退火后, α相的 (0002) 极点主要集中在丝材轴线附近, 其密度随着退火温度的提高而增加, 位于丝材轴线附近的α相极点密度随退火温度的增加而降低。

由恒φ₂截面的ODF图可以较为细致地分析Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金α相的织构组分。热加工状态α相的织构组分有: (φ₁, ～10°, φ₂) , (φ₁, ～50°, φ₂) , (φ₁, ～90°, 0°) 和 (φ₁, ～20°, 30°) , 见图2。极密度的最大值出现在 (φ₁, ～20°, 30°) 处, 表现为垂直于丝材的轴线方向, (0001) 面和面的夹角成20°, 即α相 (0001) 基面的法线方向和丝材的轴线方向的夹角为20°。 (φ₁, ～90°, 0°) 织构表现为α相柱面的法线方向和丝材的轴线方向的夹角为90°。

720 ℃退火后出现的织构组分有: (φ₁, ～0°, φ₂) , (φ₁, 45～60°, φ₂) , (φ₁, ～20°, 0°) , (φ₁, ～75°, 0°) , (φ₁, ～85°, 0°) , 见图3。随着退火温度升高至840 ℃, Euler角为 (φ₁, ～0°, φ₂) 组分的织构不断加强, (φ₁, 45～60°, φ₂) 织构组分在800 ℃时达到峰值, 而 (φ₁, ～20°, 0°) , (φ₁, ～75°, 0°) , (φ₁, ～85°, 0°) 逐渐减弱乃至消失, 见图4。 ODF显示结果和极图分析结果一致。

2.2.2 β区退火

合金在β相区退火后α相极图, 恒φ₂截面的ODF见图5。 α相 (0002) 极点集中在丝材轴线附近。 α相极点则主要集中在丝材径向附近。 ODF分析表明, 合金经过β区退火后, 其α相织构由两部分组成。主要组分Euler角为 (φ₁, ～0°, φ₂) , c轴基本平行于丝材轴线方向, 另一弱组分Euler角为 (φ₁, ～60°, φ₂) 。这些说明, 合金经β区退火重结晶, 在随后的冷却过程中, 依然表现出较明显的择优取向, 片状α相的c轴方向主要集中在丝材轴线附近。

图1 不同退火温度下的显微组织

Fig.1 Microstructures of the alloy annealing at different temperatures

(a) 720 ℃; (b) 800 ℃; (c) 840 ℃; (d) 880 ℃

图2 热加工状态下合金的α相织构

Fig.2 Texture of α phase after hot-forming

(a) (0002) pole figure;

pole figure, (c) φ2 section of α ODF

图3 合金经720 ℃退火后的α相织构

Fig.3 Texture of α phase annealing at 720 ℃ F

(a) (0002) pole figure;

pole figure; (c) φ2 section of α OD

图4 合金经840 ℃退火后α相织构

Fig.4 Texture of α phase annealing at 840 ℃

(a) (0002) pole figure;

pole figure; (c) φ2 section of α ODF

2.3 退火温度对合金β相织构的影响

合金热加工和两相区退火状态的β相 (200) 极图见图6～8。热加工状态β相 (200) 极密度在丝材轴线附近最高, 并随退火温度的提高 (720～840 ℃) 而增加。

由β相的ODF图可知, 热加工状态的β相织构主要由两部分组成: (1) Euler角为 (φ₁, ～0°, φ₂) , (100) 面垂直于丝材轴线方向; (2) Euler角为 (φ₁, ～25°, 45°) , (113) 面垂直于丝材轴线方向。合金经720 ℃退火后, β相织构变化不大。随着退火提高至840 ℃, (φ₁, ～25°, 45°) 丝织构减弱, 而 (φ₁, ～0°, φ₂) 丝织构增强, 见图7, 8。

图5 合金经880 ℃退火后α相织构

Fig.5 Texture of α phase annealing at 880 ℃

(a) (0002) pole figure;

pole figure; (c) φ2 section of α ODF

图6 热加工状态下合金的β相织构

Fig.6 Texture of β phase after hot-forming

(a) (200) pole figure; (b) φ2 section of β ODF

合金经880 ℃退火后, 其β相织构主要由两部分组成: (φ₁, ～45°, 0°) , (φ₁, ～90°, 45°) , 见图9, (110) 面垂直于丝材轴线方向。由于室温下β相的织构状态和高温下β相的织构状态一致 ^[8] , 在880 ℃加热温度下高温β相 (110) 面也垂直于丝材轴线方向。

图7 合金经720 ℃退火后的β相织构

Fig.7 Texture of β phase annealing at 720 ℃

(a) (200) pole figure; (b) φ2 section of β ODF

图8 合金经840 ℃退火后的β相织构

Fig.8 Texture of β phase annealing at 840 ℃

(a) (200) pole figure; (b) φ2 section of β ODF

图9 合金经880 ℃退火后的β相织构

Fig.9 Texture of β phase annealing at 880 ℃

(a) (110) pole figure, (b) φ2 section of β ODF

2.4 退火温度对合金显微组织和织构类型的影响机制

2.4.1 两相区退火

合金热加工后, 经两相区退火加热时, α相、 β相将发生再结晶。对Ti-6Al-4V, T40等合金的研究表明, α相、 β相的再结晶分成两个阶段 ^[9] : (1) 初始阶段: 完成形核、长大; (2) 晶粒的进一步长大。在初始阶段, 又分为两种类型: (1) 通常意义上所说的再结晶, 即由形核、长大两个过程组成; (2) 原位再结晶, 即在原有晶粒的基础上, 进一步的长大, 此过程晶体的取向不发生变化。在随后的炉冷过程中, 还要发生β相向α相的转变, 这时也有一个形核长大的过程。

Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金热加工状态、 720 ℃低温退火后α相织构组分已经存在一定的差异, 720 ℃退火后的α相出现了 (φ₁, ～0°, φ₂) 织构组分, 说明此时α相不仅存在回复或原位再结晶, 还存在形核长大再结晶。随着退火温度进一步提高至840 ℃, α相大量减少, 只占体积分数的7%, α相形核长大再结晶更为明显, 导致 (φ₁, ～0°, φ₂) 织构组分进一步增强, 即 (0001) 面垂直于丝材轴线方向, 其他织构组分逐渐减弱或消失。

Ti-3Al-4.5V-5Mo钛合金的β相在热加工状态、 720 ℃低温退火织构组分类似, 说明在720 ℃退火时, β相主要发生回复或原位再结晶。 840 ℃高温退火后, 织构组分类型一致, 但 (φ₁, ～0°, φ₂) 织构显著增强, 即 (100) 面垂直于丝材轴线方向, 这时β相还发生了形核长大再结晶。

在随后的炉冷过程中, 发生β相向α相的转变, 可能的转变机理有: (1) α相在原有α相颗粒上的长大; (2) 在β相中形成新的α相晶核, 随后长大, 在此转变过程中, α相和β相应满足Burgers关系:

{0001}_α//{110}_β (1)

合金经840 ℃退火后, 其β相织构以 (φ₁, ～0°, φ₂) 织构为主, 其室温下β相的织构状态和高温下β相的织构状态是一致的 ^[8] , 因此, 合金在840 ℃高温加热时的β相也以 (φ₁, ～0°, φ₂) 织构为主, 即 (100) 垂直于丝材轴线方向, 而不是 (110) 面。因此, 在随后的炉冷过程中, 发生的β相向α相的转变若是以在β相中新的形核、长大机制为主, 那么α相的 (0001) 面不会垂直于丝材轴线方向。因此, 在炉冷过程中, β相向α相的转变是以在原有α相颗粒上的长大机制为主。

2.4.2 β区退火

合金经加热、在880 ℃ β区保温, 然后炉冷, 完成了从原始α→β→最终α的转变。在这一过程中, α相和β相满足Burgers关系。根据Burgers关系, 某一取向的原始α相, 在β区保温时, 将产生6种不同取向的β相。在随后的冷却过程中, 一定取向的β相, 将产生12种不同取向的α相。因此, 从理论上讲, 假如没有取向选择, 某一取向的原始α相, 通过β区高温加热及随后冷却, 将产生72种不同取向的最终α相, 最终α相织构强度将大大降低。但是, 事实上合金经β区退火后α相织构依然明显。首先合金在880 ℃加热时, 转变为高温β相, 在α→β的转变过程中, 出现了取向选择, 产生了再结晶织构, 其 (110) 面垂直于丝材轴线方向。在随后的冷却β→最终α的转变过程中, 也出现了取向选择。类似的情况出现在Ti-6Al-4V合金板材中, 如Ti-6Al-4V合金板材经过β区高温加热冷却后, α相织构也很突出, 其Euler角为 (90°, 90°, 30°) , (90°, 30°, 30°) ^[10] 。这可能和β区退火温度较低, β晶粒再结晶不充分有关。