固溶處理對Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe鈦合金組織與力學性能的影響

王 國，惠松驍，葉文君，米緒軍

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國家重點實驗室，北京100088)

鈦及鈦合金由于比強度高、無磁性、熱導率低、耐腐蝕、對環境無污染等一系列優點，不但大量應用于宇航工業及化學工業，而且作為汽車用材很早就引起人們的重視。汽車用鈦可減輕全車質量，降低燃料消耗，提高工作效率，改善環境和降低噪音等[1-2]。然而鈦合金的制造成本相對于鋼鐵、鋁等大量使用的傳統金屬材料而言要高出許多，較高的制備成本在一定程度上阻礙了其在對成本非常敏感的民用領域的應用，最典型的例子就是汽車領域，因此如何降低鈦合金材料的成本成為材料科學工作者研究的熱點和重點[3-4]。

目前，比較成功的降低鈦合金成本的方法主要有以下3種[5-7]。

1)合金設計過程中使用廉價原材料(如Fe等合金元素)或中間合金(Fe-Mo等)來取代昂貴的金屬元素或中間合金。已經取得成功的合金有美國的 Timetal 62S(Ti-6A1-2Fe-0.1Si)以 Fe代 V，Timetal LCB(Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al)是用Fe-Mo母合金代替V[8]；日本的Ti-0.05Pd-0.3Co合金是由Co來替代Ti-0.2Pd合金中的部分Pd而設計的，Ti-1.5Fe-0.5O-0.05N是以Fe取代V，以O和N取代Al[9]；國內有西北有色金屬研究院[10]采用廉價Fe-Mo中間合金代替TC4合金中合金元素V研制的近α型Ti8LC(Ti-A1-Fe-Mo)和近β型Ti12LC(Ti-A1-Fe-Mo)低成本鈦合金。

2)改善材料的加工特性的合金設計。對于設計成功的改善加工特性的鈦合金有日本的 Sp700和DAT52F合金，Sp700(Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe)具有良好的超塑性，此合金是為了得到冷、熱加工性優于TC4合金而設計的一種富β的a+β合金，超塑性成形的溫度明顯低于TC4[11]；DAT52F(Ti-3Al-2V-0.2Si-0.47Ce-0.27La)合金具有較高的切削加工性能，該合金中添加了S、Ce、La等合金元素，合金的切削能力得到提高；此外還有具有優異的冷加工性能的 β21S(Ti-15Mo-2.6Nb-3Al-0.2Si)合金等。

3)材料加工過程中提高材料利用率的加工設計。提高材料利用率的凈成型技術，有粉末冶金、超塑成型/擴散技術、激光成型等。粉末冶金工藝具有材料利用率高，材料組織細小均勻可控，易實現近凈成形等優點，是制造高性能、低成本鈦合金的理想工藝[12]。

Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe是采用廉價的常用的煉鋼用Cr-Fe作為中間合金所設計的低成本鈦合金，之所以選擇Cr-Fe合金作為中間合金主要是因為以下兩點：一是Cr-Fe合金價格低廉而比較容易得到，其市價約13～15元/kg；二是Cr和Fe元素為β穩定元素，可以穩定β相，且Cr元素還具有細化晶粒的作用。但是Cr和Fe元素作為共析元素，含量太高會導致合金內元素發生偏析，甚至會產生“黑斑”[13]。

為了探索Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe低成本鈦合金的組織及性能，本文作者研究在爐冷(FC)、空冷(AC)和水冷(WQ)后以及不同熱處理溫度下該合金的顯微組織和力學性能。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗材料為自行研制的二次真空自耗熔煉Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe低成本鈦合金，該合金鑄錠化學成分如表1所列。該合金鑄錠經過在1050℃下開坯、單相區鍛造后軋制加工成d12 mm×2 000 mm的棒材.棒材顯微組織如圖1所示。由圖1可見，棒材里微組織由形狀各異的原始β晶粒和初生α相組成，用淬火金相法測得該合金的相變點為(935±5)℃。

表1 Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金的化學成分Table 1 Chemical composition of Ti-3Al-2.3Cr-1.3Fe alloy(mass fraction, %)

圖1 Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructure of Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe alloy bar

1.2 實驗方法

從棒材上用線切割切取d10 mm×10 mm的金相試樣和長度為70 mm的試樣，分別在890、910、960和980 ℃下加熱并保溫0.5 h，冷卻方式有爐冷(FC)、空冷(AC)和水淬(WQ)。對熱處理后的金相試樣進行顯微組織觀察，把制備好的金相試樣經配比為V(HF):V(HNO3):V(H2O)=1:3:7的金相腐蝕劑腐蝕后，放置在干燥器中24 h，然后在Axiovert 200 MAT型Zeiss光學顯微鏡上進行顯微組織觀察。XRD測試在X’ Pert PRO MPO型X射線衍射儀上進行。把熱處理后長度為70 mm的試樣制作成標準拉伸試樣，同一熱處理狀態下的拉伸試樣采用3個平行試樣，以便獲得比較可靠的實驗數據，拉伸實驗在ZNSTRON200 LZC型材料拉伸試驗機上進行的，選取部分拉伸試樣的斷口在 QUANTA 400型掃描電子顯微鏡上進行斷口形貌觀察。

2 結果及分析

2.1 金相組織觀察

2.1.1 冷卻速度對組織和相組成的影響

鈦合金中涉及的固態相變發生在熱處理過程，根據熱處理階段不同，鈦合金相變可分為固溶冷卻過程中的相變和時效過程中的相變，固溶冷卻過程中的相變有β→α″、β→α′、β→ω(althermal)、β→α及一些快共析元素的共析反應和短程有序相的形成等[14-15]。

圖2所示為經過960 ℃固溶熱處理、保溫0.5 h后經不同冷卻方式所獲得試樣的XRD譜。從圖2中可看出：WQ后的組織主要由α′馬氏體和亞穩β相組成，當β相發生馬氏體轉變時，由于馬氏體轉變溫度低于室溫，馬氏體轉變不能進行到底，部分β相保留到室溫形成亞穩β相[16]；β相淬火時不能通過擴散轉變成平衡α相，而合金中的β穩定元素不足以使高溫β相保留到室溫，β相中的原子只能通過集體有規則的進行遷移，發生切變形成α′馬氏體，通常有兩種形貌，此條件下的形貌為板條狀如圖3(a)和圖4所示[17]。而AC和FC后的組織主要由α相和少量β相組成。圖3所示為經過960 ℃固溶處理、保溫0.5 h后不同冷卻方式下試樣的金相顯微組織。從圖3可直觀地看出，WQ后的組織內含有大量的板條狀α′馬氏體，其TEM形貌和選區衍射斑點如圖4所示，AC后的組織內含有方向各異的α相，FC后的組織為典型的網籃組織。

圖2 不同冷卻方式下試樣的XRD譜Fig.2 XRD patterns of samples at different cooling ways

圖3 不同冷卻方式下的金相組織Fig.3 OM microstructures of samples with different cooling ways: (a)WQ; (b)AC; (c)FC

圖4 α′馬氏體的形貌及衍射斑點Fig.4 TEM image of α′ martensite and diffraction spots

結合 XRD譜和金相顯微組織來看，Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金在960 ℃進行固溶處理，WQ后的組織主要由α′馬氏體和殘留β相組成，AC后的組織為主要由α相和β基體組成，FC后的組織為網籃組織，主要由α相和少量的β晶界組成。

2.1.2 熱處理溫度對組織的影響

圖5所示為Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金經過890、910、960和980 ℃經過固溶處理，保溫0.5 h空冷(AC)后試樣的顯微組織。

從圖5中可看出，在相變點((935±5)℃)以下溫度為890 ℃時(見圖5(a))，合金的組織由原始β晶粒和初生α相組成；隨著固溶溫度升高到910 ℃，合金內部的初生α相變小并逐漸轉變成β相(見圖5(b))；當溫度升到相變點以上(960 ℃)時，合金內的組織主要由β晶粒和析出α相組成(見圖5(c))；隨著溫度進一步升高，合金內的β晶粒長大(見圖5(d))。

2.2 力學性能

2.2.1 冷卻速度對拉伸性能的影響

表2所列為Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金經過960 ℃固溶熱處理，保溫0.5 h后經不同冷卻方式冷卻后的基本力學性能數據，而圖6所示為合金的力學性能隨冷卻方式的變化情況。從表2和圖6中可看出，隨冷卻速度增加，該合金的抗拉強度和屈服強度增加，伸長率降低，而空冷后試樣的斷面收縮率則是最大，為42%，爐冷后的次之，水淬的最低。該合金經爐冷后的抗拉強度為780 MPa左右，而經空冷和水冷后合金的抗拉強度分別提高了約為110 MPa和450 MPa。雖然水淬后合金的強度得到了大幅度的提高，但此時合金的塑性很差，延伸率A和斷面收縮率Z僅有2.0%，說明合金水淬后進行拉伸時應發生了明顯的脆斷現象。三種冷卻方式相比，經過空冷后合金具有良好的強度-塑性匹配。水冷后由于冷卻速度較快，大量的β相和α′馬氏體保留到室溫，合金的強度較大，但塑性較差；空冷后只有部分β相保留至室溫，冷卻過程中α相沿初生α相邊界析出，初生α粗化，這就使得空冷時的塑性高于水冷時，但強度低于水冷時的強度。爐冷后初生α相更為粗大，導致合金的強度最低，而塑性最高[17-19]。不同冷卻方式下的合金的強度和塑性還與晶內α的厚薄、寬窄、形態與分布以及晶界α的形態有關[19]。

2.2.2 熱處理溫度對拉伸性能的影響

圖5 不同溫度固溶后試樣的顯微組織Fig.5 Microstructures of samples solutioned at different temperatures: (a)890 ℃; (b)910 ℃; (c)960 ℃; (d)980 ℃

表2 不同冷卻方式下的力學性能Table 2 Mechanical properties under different cooling ways

圖6 不同冷卻方式下試樣的力學性能Fig.6 Mechanical properties of sample with different cooling ways

表3 不同溫度下的力學性能Table 2 Mechanical properties under different solution temperatures

圖7 不同溫度下的力學性能Fig.7 Mechanical properties under different solution temperatures

表3所列為Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金經過890、910、960和980 ℃固溶，保溫0.5 h空冷后的拉伸性能，圖7所示為合金的力學性能隨溫度升高的變化趨勢。從表3和圖7可看出，隨著固溶溫度的增加，合金的強度稍微有些增加，但增加的幅度很小，在 10 MPa左右；但在相變點以上(960和980 ℃)進行處理的合金的塑性要低于相變點以下(890和910℃)的，說明該合金在實驗溫度范圍內，溫度對其強度的影響不大，在相變點以上合金的塑性有所降低。從溫度和冷卻方式對組織的影響可知，空冷后合金的組織主要由α相和少量的β相組成，而隨著溫度的升高合金內的組織由原始β晶粒和初生α相逐漸轉變為β相，在相變點以上空冷，合金內的組織大部分由α相組成，α相與β相相比具有較低的塑性。

2.3 斷口觀察

圖8所示為經過960 ℃固溶、保溫0.5 h后不同冷卻速度下試樣的拉伸斷口 SEM 形貌。從斷口宏觀形貌來看，經過固溶處理空冷后(見圖8(b))，試樣斷口具有明顯的頸縮現象，且具有剪切唇、放射區和纖維區，說明經固溶熱處理并空冷后試樣的塑性比較高，圖6所示情況也可說明空冷合金的塑性較好；水淬后的試樣斷口(見圖8(c))有明顯解理平臺，為典型的脆性斷裂。從高倍 SEM 形貌觀察，空冷后試樣的斷口內含有較多的韌窩，爐冷后試樣的韌窩較少，說明爐冷和空冷的試樣的宏觀斷裂是韌性的，尤其是空冷后的試樣表現比較明顯，整個斷口形貌表現為典型的單軸拉伸產生的等軸韌窩，韌窩內無明顯的形核質點。拉伸試樣在三向應力作用下，使得試樣心部的夾雜物或第二相質點破裂而形成微孔，在外力作用下微孔不斷長大并發生聯接而形成中心空腔[20]，形成如圖8(b)所示的杯錐狀斷口。水淬后試樣的塑性很低，拉伸斷口表現為脆性斷裂。

圖8 不同冷卻方式下的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphologies under different cooling ways: (a), (d): 960 ℃, 0.5 h, FC; (b), (e): 960 ℃, 0.5 h, AC; (c), (f): 960 ℃,0.5 h, WQ

3 結論

1)Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe經固溶熱處理，水淬后的組織主要由α′馬氏體和β相組成，空冷后的組織主要由α相和殘留β基體組成，爐冷后的組織為典型的網籃組織。空冷時隨著固溶溫度的升高初生α相逐漸轉變成β相，β晶粒隨著溫度升高而長大。

2)Ti-3.0Al-2.3Cr-1.3Fe合金強度隨著冷卻速度的增加而增大，水淬后試樣的強度最大，其抗拉強度和屈服強度分別為1 270和1 160 MPa，空冷后試樣的斷面收縮率最高為40%左右，伸長率隨冷速度增加而降低，空冷后的強度-塑性匹配較好。固溶溫度對空冷后試樣的強度影響不大，其塑性隨溫度升高而降低。

3)拉伸斷口的形貌表明，合金在爐冷和空冷后表現出的斷裂方式以韌性為主，在水淬后的斷裂方式以脆性斷裂為主。

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