Ti-Al-Mo合金的時(shí)效析出行為

李 倩，葛 鵬，趙永慶，王 敏，周 偉

(1.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

(2.西北工業(yè)大學(xué)，陜西 西安 710072)

0 引言

隨著近代航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展，高強(qiáng)韌鈦合金在航空航天結(jié)構(gòu)件中的應(yīng)用越來越廣泛。眾所周知，高強(qiáng)韌鈦合金主要以近β型鈦合金和雙態(tài)鈦合金為主，而沉淀析出強(qiáng)化是β型高強(qiáng)韌鈦合金的主要強(qiáng)化手段之一，析出相的尺寸、形狀和分布規(guī)律等對(duì)合金的力學(xué)性能有著至關(guān)重要的影響［1－3］。已有相關(guān)研究表明［4－6］，β型鈦合金經(jīng)過固溶處理后，在不同的溫度區(qū)間時(shí)效會(huì)出現(xiàn)不同的析出行為。本實(shí)驗(yàn)研究了Ti-Al-Mo三元系近β型鈦合金的時(shí)效析出行為，探討其α相的析出對(duì)合金組織及性能的影響，尋找獲得該合金強(qiáng)塑性良好匹配的時(shí)效制度。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為經(jīng)真空自耗電弧爐熔煉的Ti-Al-Mo合金鑄錠，鑄錠在β相區(qū)開坯后，在兩相區(qū)鍛造得到70 mm×70 mm的方棒。用金相法測得該合金的相變點(diǎn)為(880±5)℃。從合金棒材縱向切取拉伸試樣及硬度試樣，對(duì)試樣進(jìn)行固溶及時(shí)效處理。固溶制度為900℃ ×30 min/WQ。時(shí)效制度見表1。采用光學(xué)顯微鏡、JEOL JSM－6390A型掃描電鏡觀察固溶及時(shí)效后試樣的顯微組織，通過Image－Pro Plus 5.0軟件對(duì)試樣的顯微組織照片進(jìn)行分析并計(jì)算α相的體積分?jǐn)?shù)。采用D8－ADVANCE型X射線衍射儀分析試樣的相組成。采用450D型硬度儀檢測試樣的顯微維氏硬度，壓頭壓力為10 kg，保壓時(shí)間為30 s。采用INSTRON 5982型試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣的室溫拉伸性能及斷裂韌性進(jìn)行測試。

表1 Ti-Al-Mo合金的時(shí)效處理制度Table 1 Aging treatment processes of Ti-Al-Mo alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶處理后的Ti-Al-Mo合金組織

固溶處理可以有效減少或者消除合金熱加工過程中由于變形不均勻、冷卻速度不同等原因造成的組織不均勻現(xiàn)象。固溶溫度和固溶時(shí)間對(duì)合金中相的組成、分布、尺寸以及后續(xù)的時(shí)效響應(yīng)有很大的影響。前期的研究結(jié)果表明［7］，固溶溫度超過900℃時(shí)，Ti-Al-Mo合金晶粒會(huì)急劇增大，因此本實(shí)驗(yàn)的固溶處理溫度定為900℃。圖1為Ti-Al-Mo合金在900℃×30 min/WQ固溶處理后的金相照片。

圖1 Ti-Al-Mo合金經(jīng)900℃ ×30 min/WQ處理后的金相照片F(xiàn)ig.1 Metallograph of Ti-Al-Mo alloy solution treated with 900℃×30 min/WQ

由圖1可知，合金經(jīng)固溶處理后的組織由較均勻的等軸β晶粒組成，β晶粒平均尺寸為288 μm。由于Ti-Al-Mo合金含有足夠的β相穩(wěn)定元素，可以完全抑制合金淬火至室溫過程中的馬氏體轉(zhuǎn)變，因此能將100%的β相全部保留至室溫，而沒有α相等其他次生相的析出。

2.2 Ti-Al-Mo合金的時(shí)效響應(yīng)

圖2為Ti-Al-Mo合金經(jīng)900℃ ×30 min/WQ固溶處理，并在不同溫度、不同時(shí)間時(shí)效后的顯微維氏硬度變化曲線。由圖 2可知，在 500、600、700℃時(shí)效時(shí)，時(shí)效4 h硬度值均達(dá)到最大，分別為4273、3557、3067 MPa;之后，再延長時(shí)效時(shí)間硬度值變化不大。而在400℃時(shí)效時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，硬度呈現(xiàn)升高的趨勢，即使在時(shí)效時(shí)間超過4 h后硬度值仍然快速增加，但硬化效果較差。在700℃時(shí)效時(shí)，合金的硬化效果不明顯。對(duì)比不同時(shí)效溫度下的硬度值可以發(fā)現(xiàn)，合金在500℃時(shí)效后的硬化效果最明顯，4 h時(shí)效處理后硬度值達(dá)到最大值，為4273 MPa。

圖2 時(shí)效制度對(duì)Ti-Al-Mo合金顯微維氏硬度的影響Fig.2 Effect of aging treatment on Vickers micro-hardness of Ti-Al-Mo alloy

2.3 Ti-Al-Mo合金的時(shí)效析出行為

圖3為Ti-Al-Mo合金在不同溫度下時(shí)效處理4 h后的SEM顯微組織照片。由圖3可以看出，在400～700℃范圍內(nèi)時(shí)效，除400℃時(shí)效后的組織為β相外，其他溫度時(shí)效后均為α+β兩相組織，且隨著時(shí)效溫度的升高，析出的α相呈現(xiàn)先增多(400～600℃)后減少(600～700℃)的現(xiàn)象。圖4為Ti-Al-Mo合金在不同溫度時(shí)效4 h后的XRD譜圖。由圖4可知，Ti-Al-Mo合金在400℃時(shí)效4 h后XRD譜線中沒有出現(xiàn)α相的峰，可能是時(shí)效溫度較低，亞穩(wěn)β相還沒有析出α相。時(shí)效溫度升高到500℃后，開始析出α相(圖3b、圖4)。隨著時(shí)效溫度的進(jìn)一步升高，析出的α相尺寸逐步增大，由細(xì)長的片層狀逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮钠瑢訝?圖3b、c、d)。為確定α相在不同時(shí)效溫度下所析出的體積分?jǐn)?shù)，借助了Image－Pro Plus 5.0軟件對(duì)Ti-Al-Mo合金時(shí)效后的顯微組織照片進(jìn)行了分析，α相具體的體積分?jǐn)?shù)的定量分析結(jié)果如圖5所示。由圖5可知，在500℃時(shí)效處理4 h后析出α相的體積分?jǐn)?shù)約為41%，為最大值，對(duì)應(yīng)此溫度下的硬度值也最高，當(dāng)時(shí)效溫度超過500℃后，析出的α相片層增厚，而體積分?jǐn)?shù)則呈現(xiàn)下降趨勢，當(dāng)時(shí)效溫度升高至700℃時(shí)，α相的體積分?jǐn)?shù)已經(jīng)降至18%左右。

圖3 Ti-Al-Mo合金在不同溫度時(shí)效處理后的SEM照片F(xiàn)ig.3 Microstructures of Ti-Al-Mo alloy aged at different temperature

圖4 不同溫度時(shí)效4 h后Ti-Al-Mo合金的XRD譜圖Fig.4 XRD patterns of Ti-Al-Mo alloy after aging treatment at different temperature for 4 h

圖5 Ti-Al-Mo合金在不同溫度時(shí)效4 h后α相的體積分?jǐn)?shù)Fig.5 Volume fraction of α phase of Ti-Al-Mo alloy aged at different temperature for 4 h

Ti-Al-Mo合金屬近β鈦合金，含有臨界濃度左右的β穩(wěn)定元素，在β相區(qū)固溶處理后存在大量的亞穩(wěn)β相，還有少量的其他亞穩(wěn)相(α'相或ω相)，在后續(xù)的時(shí)效過程中，這些殘余的亞穩(wěn)β相分解，發(fā)生了β殘→α+β的反應(yīng)。在含Al的三元合金中，β殘顆粒向α相的轉(zhuǎn)變比在二元合金中更容易發(fā)生。Ti-Al-Mo合金在400℃時(shí)效時(shí)，沒有析出α相，說明低溫下不具備必要的形核和長大條件，而在500℃時(shí)效處理時(shí)，α相出現(xiàn)析出峰值，說明在此溫度下，α相形核和核心長大達(dá)到最佳匹配，α相體積分?jǐn)?shù)達(dá)到平衡狀態(tài)。超過這一溫度后，由于過冷度過小，α相會(huì)發(fā)生形核困難的現(xiàn)象，而較高溫度下β相晶格內(nèi)的擴(kuò)散速度相當(dāng)高，造成析出相容易長大，這樣得到的析出α相體積分?jǐn)?shù)有一定下降，但尺寸增大。與此同時(shí)，近β鈦合金由于Tβ溫度低，雙相區(qū)的溫度范圍也較低，如果時(shí)效溫度過高，就會(huì)出現(xiàn)隨時(shí)效溫度升高，部分α相發(fā)生溶解的現(xiàn)象。綜上所述，在400～700℃進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)，α相的體積分?jǐn)?shù)會(huì)隨時(shí)效溫度的升高出現(xiàn)先增加后降低的現(xiàn)象。

2.4 時(shí)效析出對(duì)合金力學(xué)性能的影響

根據(jù) Ti-Al-Mo合金在時(shí)效溫度為 500、600、700℃的時(shí)效硬化表現(xiàn)可以看出，在時(shí)效時(shí)間為4 h時(shí)硬度達(dá)到最大值，所以選取時(shí)效時(shí)間為4 h。對(duì)于α+β型及近β型鈦合金，在β區(qū)退火往往可以得到較高的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力及高斷裂韌性，后隨爐緩慢冷卻可獲得組織各向異性小、晶粒尺寸均勻的魏氏組織。這種狀態(tài)的合金一般具有較高的斷裂韌性，但其強(qiáng)化效應(yīng)弱且對(duì)塑性不利。本文中的三元合金含有較高含量的β穩(wěn)定元素，具備了退火后時(shí)效硬化的成分基礎(chǔ)，在合適的熱處理制度下，可以得到良好的斷裂韌性。表2為Ti-Al-Mo合金經(jīng)不同溫度時(shí)效后的室溫拉伸性能及斷裂韌性。

表2 Ti-Al-Mo合金經(jīng)不同溫度時(shí)效4 h后的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of Ti-Al-Mo alloy aged at different temperature for 4 h

由表2可知，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的強(qiáng)度降低，塑性升高，斷裂韌性升高。Ti-Al-Mo合金在500℃時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度最高，而延伸率和斷裂韌性最低，但是仍然達(dá)到6%和41.6 MPa·m1/2;在600℃和700℃時(shí)效處理與500℃時(shí)效處理相比較，合金的抗拉強(qiáng)度分別下降了20%和31%，但此時(shí)合金具有非常高的延伸率和斷裂韌性。

由此可見，Ti-Al-Mo合金固溶時(shí)效后具有較高的斷裂韌性，這是由于加入Mo元素阻止了亞臨界裂紋的產(chǎn)生。加入了β穩(wěn)定元素，雖然能提高強(qiáng)度但也會(huì)降低塑性。通過控制析出的α相體積分?jǐn)?shù)和尺寸可以對(duì)Ti-Al-Mo合金的抗拉強(qiáng)度和塑性進(jìn)行調(diào)整，即通過時(shí)效溫度的變化可以滿足不同的力學(xué)性能需求。采用低溫時(shí)效時(shí)，析出的細(xì)微α相使得強(qiáng)度得以提高，同時(shí)也能減少微觀裂紋源;而在高溫時(shí)效時(shí)，析出的則是粗大的片層狀α相，因而可提高合金的抗裂紋擴(kuò)展能力。因此，在時(shí)效時(shí)間一定的前提下，Ti-Al-Mo合金想要獲得較好的強(qiáng)塑性匹配，時(shí)效溫度應(yīng)選取500℃左右;而為了得到較高的塑性和斷裂韌性，選擇在600～700℃之間時(shí)效較為適宜。

3 結(jié)論

(1)Ti-Al-Mo合金在500℃時(shí)效4 h后，顯微硬度達(dá)到最大值4273 MPa;在400℃時(shí)效處理4 h，未觀察到α相析出;在400～700℃范圍內(nèi)時(shí)效處理時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，析出的α相形貌由細(xì)長片層狀逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榇执笃瑢訝睿w積分?jǐn)?shù)出現(xiàn)先增加后減少的現(xiàn)象。

(2)由于加入β穩(wěn)定元素Mo能提高Ti-Al-Mo合金的強(qiáng)度但也會(huì)降低其塑性，所以可以通過控制析出α相的體積分?jǐn)?shù)和尺寸來滿足不同的力學(xué)性能需求。在時(shí)效時(shí)間一定的前提下，為了獲得較好的強(qiáng)塑性匹配，時(shí)效溫度應(yīng)選取500℃左右;而為了得到較高的塑性和斷裂韌性，在600～700℃之間時(shí)效較為適宜。

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