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参考文献

摘要：
1 实验▲
1.1材料
1.2方法
2 结果与讨论▲
2.1固溶处理后的显微组织
2.2固溶+时效处理后的显微组织
2.3固溶温度对合金性能的影响
3 结论▲
图表▲

表1Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金化学成分(%, 质量分数)

图3 不同温度固溶后时效的TEM照片

图4 合金不同温度固溶后的性能对比

图5 合金在30 min/AC下不同温度固溶后时效的性能对比

固溶处理对Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金组织与性能的影响

张平辉李成林惠松骁王韦琪羊玉兰

宝钛集团有限公司

北京有色金属研究总院有色金属材料制备加工国家重点实验室

摘要：

研究了固溶处理对一种新型Ti-6Cr-5Mo-5V-4A l合金组织与室温拉伸性能的影响。研究发现:Ti-6Cr-5Mo-5V-4A l合金在α/β固溶处理后的典型组织为:变形拉长的β晶粒,晶粒破碎,原始β晶界处有项链状初生α相析出,经时效后,晶内则析出纵横交错的细小次生α相。β固溶处理后的典型组织为:等轴β晶粒,经时效后晶界处沿着一定取向析出次生α相薄片层,晶内弥散分布着平行交错的细小次生α相。随着固溶温度的升高,β晶粒尺寸逐渐增大,初生α相的含量逐渐减少,相转变温度以上固溶处理后初生α相完全消失。α/β固溶+时效后显微组织中次生α相尺寸较小,大小均匀,长度在500 nm左右;而β固溶+时效后显微组织中次生α相尺寸较大,且大小不均,长度在200¹500 nm左右。该合金经固溶处理后具有中等强度水平和良好的塑性,且在实验温度范围内,固溶温度越高,合金强度越低,塑性越好;经时效后,α/β固溶处理的时效强化效应明显强于β固溶处理后,强度差值达360 MPa,主要是因为α/β固溶处理后初生α相的析出,导致残余β相更加稳定,时效时次生α相的驱动力小,以及残余大量的位错等缺陷为α相提供了较多的形核位置,因此次生α相尺寸细小且分布均匀弥散。

关键词：

亚稳β钛合金;固溶处理;显微组织;拉伸性能;

中图分类号： TG156.94

作者简介：张平辉(1970-),男,陕西人,硕士,高级工程师;研究方向:钛合金(E-mail:zhangph902@163.com);

收稿日期：2010-12-10

基金：国家科技支撑计划(2008BAE62B03)资助项目;

Effect of Solution Treatment on Microstructure and Tensile Properties of Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al Alloy

Abstract：

Effect of solution treatment on microstructures and tensile properties of a new type Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al alloy was studied.The experimental results showed that,the microstructure feature of Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al solution treated in α/β region was that elongated and broken β grains due to deformation,accompanied with a necklace-shaped primary α phase at the prior β grain boundary,and consequently after aging,showing a fine,intragranular secondary α phase with acicular shape.But the microstructure feature of the alloy solution treated in β region was that coarsen equiaxial β grains due to recrystallization,subsequently aging showed a secondary α platelets along the preferred orientation at prior β grain boundary,and also intragranular secondary α phase with acicular shape but much thicker.With the solution temperature increased,β grain increased and volume fraction of primary α phase decreased and vanished finally when treatment at β phase region.Secondary α phase was quite fine and uniform with approximately 500 nm in length due to treated in α/β region plus aging,on the contrary,it was a little coarser and nonuniform with 200¹500 nm in length due to treatment at β region plus aging.The treated alloy solution presented a moderate strength levels with a preferable ductility.With increasing the solution temperature,tensile strength decreased and ductility was optimized.And owing to subsequently aging treatment,aging hardening response of the alloy solution treated in α/β region was more preferable than treated in β region with a different of 300 MPa in strength,which mainly because secondary α phase was more finer and uniform when treated in α/β region plus aging,in this case,the remained β phase was more stable due to the precipitation of primary α phase.

Keyword：

metastable β titanium alloy;solution treatment;microstructure;tensile properties;

Received： 2010-12-10

钛是20世纪50年代兴起的一种重要结构金属, 同其他结构金属相比, 钛及钛合金比强度、比刚度高, 抗腐蚀性能、高低温性能、抗疲劳和抗裂纹扩展性能优良, 具有优良的综合力学性能, 是一种很有发展潜力和应用前景的结构材料 ^[1,2,3,4] 。与α+β钛合金相比, β钛合金具有更高的强度, β钛合金经强化后, 可以获得1400 MPa以上的极高强度水平, 而且大截面的β钛合金零件具有非常优异的强度、韧性和抗疲劳性能匹配 ^[5,6] 。另外, β钛合金还具有优异的冷热成形性能, 非常适合于制作大型锻件、板材等 ^[7] 。因此近几十年来, β钛合金在航空航天、汽车等领域的发展也越来越迅速, 世界各国也越来越重视β钛合金的开发和研究 ^[8] 。而开发出合适的热处理工艺是β钛合金成功应用的关键之一, 为了得到技术上合理且安全的热处理工艺, 必须对热处理工艺、显微组织和性能之间的关系进行研究 ^[9] 。

Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金是中国宝钛集团最新研发的一种新型亚稳定β钛合金, 该合金的设计按照多元强化及铝当量与钼当量匹配的原则。本文以此为研究对象研究了Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金Ф12 mm～Ф16 mm轧制棒材在不同固溶条件下的显微组织特点、室温拉伸性能及二者之间的关系。

1 实验

1.1材料

实验材料为真空自耗电弧二次熔炼的Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金铸锭, 经开坯、锻造、轧制得到Ф12～Ф16 mm棒材。用淬火金相法测得该合金的β相转变温度为780～790 ℃。根据文献 [ 10] 对β钛合金钼当量的经验计算公式, 按照合金成分计算得出该合金的[Mo]eq为13.3, 为典型的亚稳β钛合金。该合金化学成分如表1所示。

1.2方法

从轧制棒材上切取拉伸、金相试样, 并分别在α/β区(730 ℃/30 min/AC和760 ℃/30 min/AC)和β区(800 ℃/30 min/AC和830 ℃/30 min/AC)进行不同温度的固溶处理后, 进行时效处理(460 ℃/6 h/AC)。然后分别对固溶态和固溶+时效态的试样进行显微组织分析及室温拉伸性能检测。拉伸试样采用Ф5 mm的标准拉伸试样,每组试样采用3根平行试样求取平均值。拉伸性能测试按照GB/T228-2002金属室温拉伸试验方法进行。金相腐蚀剂采用: HF:HNO₃∶H₂O=1∶3∶7配比溶液。 SEM分析在FEI QUANTA 400仪器上进行。透射样品经机械减薄至40 μm后进行电解双喷。电解双喷采用MTP-1A型磁力驱动双喷电解减薄仪, 6%高氯酸+34%正丁醇+60%甲醇混合液作为电解液, 电解液温度在-45 ℃左右, 电流为20 mA左右。在JEM-2100透射电子显微镜上进行观察分析。

表1Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金化学成分(%, 质量分数)

Table 1Chemical composition of the alloy(%, mass fraction)

Ti	Cr	Mo	V	Al	Fe	Si	C


Bal.	5.700	4.700	4.810	3.930	0.080	0.028	0.025

2 结果与讨论

研究了Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金固溶态以及固溶+时效态的显微组织与室温拉伸性能之间的关系。

2.1固溶处理后的显微组织

固溶处理可以有效减小或消除合金热加工过程中由于变形不均匀、冷却速度不同等造成的组织不均匀性。 β钛合金在β相转变温度以上进行固溶处理后会生成粗大的β晶粒, 在稍低于β相转变温度下固溶处理会析出初生α相, 而初生α相对合金的性能影响很大 ^[11,12,13] 。故分别对该合金经α/β区和β区固溶-空冷后的显微组织进行了研究。

图1为Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金经不同温度固溶处理后的显微组织。从中可看出, α/β固溶处理后显微组织具有明显的轧制加工组织, 主要是变形拉长的β晶粒和初生α相(图1(a), (b))。初生α相呈现非常细小的粒状, 在光学显微镜下难以进行辨别, 在扫描电镜照片中可以清晰看出(图2(a), (b)所示), 初生α相主要在原始的β晶界处析出, 尺寸在0.5～2 μm左右, 而且, 随着固溶温度升高, 初生α相的含量明显减少, 当固溶温度升高至相转变温度以上时(800和830 ℃), 由于发生再结晶, 初生α相完全消失, 生成完整的晶界平直的等轴β相。随着固溶温度升高, β晶粒的尺寸也在逐渐增大。 800 ℃固溶后晶粒尺寸在 40 μm左右, 830 ℃固溶后晶粒尺寸, 在50～100 μm之间(图1(c), (d))。

2.2固溶+时效处理后的显微组织

图2是Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金在不同温度固溶经460 ℃/6 h/AC时效后的显微组织。从中可见, α/β固溶+时效处理后的显微组织中, 除了具有固溶处理后的组织特征外, 还有时效过程析出的次生α相, 此时的次生α相, 尺寸非常细小, 在SEM照片中无法辨认, 而在TEM照片中可以清晰的看出(图3(a), (b)所示), 时效析出的次生α相细小且分布弥散, 长度在500 nm左右。 β固溶+时效处理后, 原始的β晶界处沿着一定取向析出针状次生α相, 尺寸较大, 长度在1 μm左右; 而晶内析出的次生α相弥散分布, 但尺寸大小较不均匀, 长度在200～2000 nm之间(图2(c), (d)和图3 (c), (d)), 夹角成60°左右。 4种不同的固溶温度下, 均有弥散析出的针状次生α相, 这些平行的片层结构间, 又有许多短的针状次生α相形成, 两种形态的次生α相由于尺寸和取向不同, 相互交错, 这些在晶内和晶界处析出纵横交错的次生α相, 能有效阻止位错运动, 具有很高的强化效应, 使合金强度处于较高水平 ^[13] 。而且, 相比α/β固溶+时效处理, β固溶+时效处理后析出的α相片层明显粗大。

2.3固溶温度对合金性能的影响

β钛合金的固溶处理温度一般选择在相变转变温度附近, 加热温度, 保温时间与冷却方式是固溶处理的控制条件, 其中固溶温度最为重要。固溶温度对合金的相组成、分布、尺寸以及后续的时效响应影响很大。尽管提高加热温度会使合金元素溶解更充分, 合金元素的分布也更均匀, 但温度过高会导致晶粒剧烈长大, 使合金塑性降低 ^[14,15,16] 。而最佳的固溶温度要求既能保证合金元素充分溶解, 又不引起晶粒长大, 因此为了确定Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金的最佳热处理工艺, 首先应研究固溶温度对Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金组织性能的影响以确定合金最佳的固溶处理制度。

图3 不同温度固溶后时效的TEM照片

Fig.3 TEM micrographs of the alloy solution treated at various temperatures (Aging: 460 ℃/6 h/AC) (a), (b) 760 ℃/30 min/AC; (c), (d)800 ℃/30 min/AC

Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金不同温度固溶处理后的室温拉伸性能见图4。从中可看出, 合金固溶处理后具有中等水平强度和良好的塑性, 且在实验温度范围内, 固溶温度越高, 合金强度越低, 塑性越好。这是因为, hcp 结构的初生α相具有一定的强化作用, 随着固溶温度升高, 组织中的初生α相含量逐渐减少, 最终为单一的β相(图1所示), 而具有bcc结构的β相则具有良好的塑形 ^[17] 。合金在相转变温度以下固溶后的强度塑性匹配明显优于相变温度以上固溶。 730 ℃固溶后, 合金棒材具有较高强度, 抗拉强度达到973 MPa; 相比730 ℃固溶, 760 ℃固溶处理后, 合金的抗拉强度略有降低, 塑性略有升高。 800 ℃固溶处理后, 合金塑性明显回升, 但强度下降80 MPa; 830 ℃固溶处理后, 合金强度最低, 塑性最佳, 断面收缩率达64%。

图5是Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al钛合金在不同温度固溶经460 ℃/6 h/AC时效后的室温拉伸性能对比。从中可以看出, 460 ℃/6 h/AC时效后, α/β固溶处理的时效强化效应明显强于β固溶处理后, 差值达360 MPa。此性能差异如此之大, 是由它们的显微组织差别所决定的。而β钛合金的强度和塑性很大程度上由时效过程析出的次生α相的形貌、尺寸和分布特征所决定。如前所述, α/β固溶+时效处理时, 次生α相细小且分布弥散,长度在500 nm左右; 而β固溶+时效处理后, β晶界处析出的次生α相, 尺寸较大, 长度在1 μm左右; 而晶内析出的次生α相弥散分布, 但尺寸大小较不均匀, 长度在200～2000 nm之间。总体上来说, α/β固溶+时效处理后次生α相尺寸更细小, 分布更均匀。原因有两方面, 其一, α/β固溶处理后, 由于初生α相的析出, 残余的β相所含的β稳定化元素含量增多, 因此β相的稳定性提高, 在时效过程中, α相析出的相变驱动力较小, 因此次生α相的尺寸较小 ^[18] ; 其二, 由于固溶温度低于再结晶温度, 组织中尚有大量的位错等缺陷, 大量的位错等缺陷可以提供较多的位置来满足α相的形核, 因此次生α相析出更为均匀 ^[19] 。而在相转变温度以上进行固溶处理时, 由于初生α相的消失, 相比, β稳定化元素含量少, β相的稳定性降低, 因此时效时次生α相析出的驱动力大, 生成的次生α相更容易长大。另一方面, 此时的α相优先在高能区域形核长大(例如原始β晶界) ^[20] , 造成晶界处和晶内区域合金成分呈现差别, 因此次生α相的形核位置及尺寸分布都较为不均匀, 部分区域甚至呈现无析出沉淀带(图2(d)白色区域) ^[21] 。

图4 合金不同温度固溶后的性能对比

Fig.4 Comparison of properties of alloy after solution treated at various temperatures and 30 min/AC

(1) 730 ℃/30 min/AC; (2) 760 ℃/30 min/AC;(3) 800 ℃/30 min/AC; (4) 830 ℃/30 min/AC

图5 合金在30 min/AC下不同温度固溶后时效的性能对比

Fig.5 Comparisons of properties of the alloy after solution treated at various temperatures (Aging: 460 ℃/6 h/AC) and 30 min/AC

(a) 730 ℃/30 min/AC; (b) 760 ℃/30 min/AC;(c) 800 ℃/30 min/AC; (d) 830 ℃/30 min/AC

3 结论

1. Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金在α/β固溶处理后的典型组织为: 变形拉长的β晶粒, 晶粒破碎, 经时效后原始β晶界处有项链状初生α相析出, 晶内则析出纵横交错的细小次生α相。 β固溶处理后的典型组织为: 等轴β晶粒, 经时效后晶界处沿着一定取向析出次生α相薄片层, 晶内弥散分布着平行交错的细小次生α相。

2. Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金经固溶处理后具有中等水平强度和良好的塑性, 且在实验温度范围内, 固溶温度越高, 合金强度越低, 塑性越好。

3. Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金经固溶+时效处理后强度可达1200～1500 MPa等级, 同时保持优良的塑性(延伸率6%～10.5%), 但α/β固溶处理后的时效强化效应明显强于β固溶处理, 差值达360 MPa。主要是因为α/β固溶+时效处理后的次生α相尺寸细小且分布均匀弥散。