姚 川，郭 凱，孟 康，繆 頓

(燕山大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 秦皇島 066044)

1 前 言

Ti80鈦合金是一種近α型鈦合金[1]，具有穩(wěn)定的微觀組織、良好的塑性、適中的強(qiáng)度、高的抗海水腐蝕性和無(wú)磁性等一系列優(yōu)良的性能，是理想的海洋環(huán)境中可使用的材料[2]。Ti80鈦合金主要被加工成各種結(jié)構(gòu)件，應(yīng)用在潛水器、船舶和海洋石油開(kāi)采等領(lǐng)域[3]。經(jīng)過(guò)不同的熱加工工藝加工Ti80鈦合金可以獲得不同的微觀組織，而合金的顯微組織取決于變形溫度、應(yīng)變速率、壓下量等熱加工參數(shù)[4]。本研究主要討論不同的變形溫度對(duì)于Ti80鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，希望為Ti80鈦合金熱加工工藝的制定提供參考。

2 實(shí)驗(yàn)方法

該實(shí)驗(yàn)采用的材料是鍛態(tài)Ti80鈦合金，是一種綜合性能優(yōu)異的近α型鈦合金。該合金的名義合金成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，將原料按照一定的配比均勻地加入真空自耗電弧爐，經(jīng)過(guò)3次熔煉，然后進(jìn)行鍛造，得到鍛態(tài)的鈦合金。取Φ15 mm×80 mm的圓柱，在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行恒應(yīng)變速率熱壓縮實(shí)驗(yàn)。用金相法測(cè)定Ti80的相變點(diǎn)約為980 ℃，根據(jù)相變點(diǎn)選定的熱變形溫度分別為900，950和1000 ℃。試樣以5 ℃/s加熱到熱變形溫度，保溫5 min，以0.1 s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行熱壓縮，變形量為60%，熱壓縮完后以2 ℃/s的冷速冷卻到室溫。

熱變形后，在試樣上取金相試樣、沖擊試樣和拉伸試樣。沿著熱變形方向取金相試樣，依次使用320#、600#、800#、1000#、1500#、2000#、3000#、4000#砂紙進(jìn)行打磨，用SiO2懸濁液機(jī)械拋光，用V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O) = 1∶5∶50的腐蝕液進(jìn)行腐蝕[5]，在Axiovert200 MAT金相顯微鏡下觀察其組織。將變形后的試樣在垂直于軸線方向切開(kāi)，取2個(gè)厚度為1 mm的薄片，拉伸試樣的取樣位置和微拉伸試樣尺寸如圖1所示。沖擊試樣依照 GB/T 229-2007 加工成為10 mm×10 mm×55 mm，開(kāi)V型缺口，在-10 ℃下用PTM2000金屬擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)。

3 結(jié)果與分析

3.1 變形溫度對(duì)Ti80合金組織的影響

3種熱變形溫度變形后獲得的Ti80鈦合金的顯微組織如圖2所示。在900 ℃變形以后，Ti80鈦合金試樣的組織為等軸組織，其典型特征是在轉(zhuǎn)變?chǔ)禄w上分布著數(shù)量眾多的等軸α相(圖2b)。在950 ℃變形以后，顯微組織為混合組織，其特征為β基體上分布著少量的等軸α相(圖2c)。等軸α相的數(shù)量明顯減少，這是因?yàn)殡S著溫度的升高，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率加快，α相向β相的轉(zhuǎn)變?cè)龆?。?000 ℃變形以后，合金的顯微組織為片層組織(圖2d)。這種微觀組織是鈦合金在β相區(qū)熱變形后經(jīng)過(guò)冷卻后發(fā)生β→β+α相轉(zhuǎn)變、析出形成的。

圖2 不同溫度變形后的Ti80合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of Ti80 alloys deformed at different temperatures: (a)forged,(b) 900 ℃,(c) 950 ℃,(d) 1000 ℃

3.2 變形溫度對(duì)Ti80合金沖擊吸收功的影響

對(duì)不同溫度變形后的Ti80鈦合金試樣進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)，結(jié)果如表1所示。結(jié)果表明，1000 ℃變形后合金的韌性較好，950 ℃次之，900 ℃變形后韌性最差。片層組織的韌性最好，韌性的差異主要與裂紋擴(kuò)展路徑和曲折程度有關(guān)[7]。900 ℃熱變形后的組織主要為等軸組織，裂紋能平直地穿過(guò)等軸組織；1000 ℃熱變形后組織主要是片層α相，裂紋不能直接擴(kuò)展，只能沿著α/β相界面擴(kuò)展或穿過(guò)α集束。當(dāng)主裂紋擴(kuò)展方向與α集束位向相近時(shí)，裂紋穿過(guò)α片；若主裂紋擴(kuò)展方向與α集束位向差別很大時(shí)，裂紋穿過(guò)集束，但裂紋擴(kuò)展至集束邊界，將產(chǎn)生停滯效應(yīng)或被迫改變方向。層片α相和α集束不斷改變裂紋的擴(kuò)展方向，使得擴(kuò)展路徑變得曲折，裂紋擴(kuò)展的路徑越曲折，需要的能量就越多，韌性就越好[8]。

表1不同變形溫度變形后試樣的沖擊韌性

Table1ImpacttoughnessofTi80alloyspecimensdeformedatdifferenttemperatures

Deformation temperature/℃9009501000Impact absorption energy/J54.257.365.1

3.3 變形溫度對(duì)Ti80合金強(qiáng)度和塑性的影響

對(duì)不同溫度變形的Ti80鈦合金試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，結(jié)果如圖3和圖4所示。結(jié)果表明，不同變形溫度下的Ti80鈦合金的強(qiáng)度相差不大。這是因?yàn)榈容Sα相的含量對(duì)室溫強(qiáng)度無(wú)明顯影響[9]。從塑性來(lái)看，900 ℃變形的鈦合金塑性較好，950 ℃熱變形的鈦合金塑性次之，1000 ℃熱變形的鈦合金塑性較差。這是因?yàn)殁伜辖鸬牡容S組織和片層組織在拉伸時(shí)兩者的變形機(jī)理不同[10]。等軸組織在拉伸變形時(shí)，其中的一部分α相先開(kāi)始滑移，隨著變形程度的增加，滑移的α相越來(lái)越多，并開(kāi)始向周圍的β相擴(kuò)展，滑移帶間距小，晶界處位錯(cuò)塞積應(yīng)力小。因而推遲了空洞的形核和發(fā)展，斷裂前變形量更大，因此其塑性更好。片層組織在拉伸變形時(shí)，其組織中同一α集束具有相同的慣習(xí)面，位錯(cuò)能毫無(wú)阻礙地穿過(guò)相互平行的α集束，由于垂直的滑移距離長(zhǎng)，在拉伸變形的早期就出現(xiàn)了粗滑移帶和微區(qū)不均勻變形，促進(jìn)了空洞的形成和發(fā)展，導(dǎo)致其塑性較差。950 ℃變形得到的組織為混合組織，其組織有等軸α相和片層α相。在拉伸變形時(shí)，其組織中既有等軸α相的滑移，也有片層α相的滑移，使得混合組織的塑性介于等軸組織和片層組織之間[11]。

圖3 不同溫度變形后的Ti80合金的拉伸強(qiáng)度Fig.3 Tensile strength of Ti80 alloys deformed at different deformation temperatures

圖4 不同溫度變形后的Ti80合金的塑性Fig.4 Ductility of Ti80 alloys deformed at different deformation temperatures

4 結(jié) 論

(1)Ti80鈦合金在900，950和1000 ℃變形后，得到的鈦合金組織分別為等軸組織、混合組織和片層組織。

(2)3種變形溫度變形后的Ti80鈦合金室溫強(qiáng)度差別不大，塑性和沖擊韌性差別較大。1000 ℃變形后的沖擊韌性較好，900 ℃變形后的塑性較高，950 ℃變形后的綜合力學(xué)性能最好。