固溶工藝對(duì)Ti12LC合金組織性能的影響

侯智敏, 趙永慶, 張鵬省, 毛小南, 尹雁飛, 李思蘭

(1．西北有色金屬研究院 鈦合金研究所，陜西 西安710016)(2．西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院，陜西 西安710072)

1 前 言

鈦合金可廣泛應(yīng)用于各種武器裝備，包括軍用飛機(jī)、航空發(fā)動(dòng)機(jī)、導(dǎo)彈、各種艦艇、核反應(yīng)堆、輕型火炮和裝甲車輛等[1-4]。鈦合金的廣泛應(yīng)用對(duì)于降低軍用飛機(jī)的結(jié)構(gòu)質(zhì)量系數(shù)，提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比，減輕武器裝備的質(zhì)量，提高裝甲防護(hù)性能，延長(zhǎng)使用壽命，提高核反應(yīng)堆安全性和可靠性，提高艦艇搜索、發(fā)現(xiàn)和跟蹤能力等都具有重要的作用。然而，長(zhǎng)期以來(lái)成本太高，這一制約鈦合金應(yīng)用的主要問(wèn)題一直都沒(méi)有從根本上得到解決，因此低成本鈦合金及其制備技術(shù)成為目前重要的研究熱點(diǎn)[5-7]。

西北有色金屬研究院研制的Ti12LC低成本鈦合金，由于采用廉價(jià)的FeMo中間合金取代昂貴的V和Zr等合金元素，其原料成本與TC11相比降低10%以上[8]，且該合金的力學(xué)性能優(yōu)于TC11。由于性能及成本上的優(yōu)勢(shì)，其完全可以替代TC11進(jìn)行廣泛的推廣應(yīng)用[9]。前期的研究工作，特別是針對(duì)熱處理工藝對(duì)強(qiáng)韌性匹配的影響規(guī)律缺乏深入研究和討論[10]。本文對(duì)Ti12LC合金進(jìn)行兩種不同工藝的固溶+時(shí)效熱處理，分析了固溶工藝參數(shù)對(duì)合金顯微組織、室溫拉伸性能及沖擊韌性的影響，優(yōu)化了合金的強(qiáng)韌性匹配工藝，希望推動(dòng)該合金的進(jìn)一步應(yīng)用。

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

首先通過(guò)3次真空自耗熔煉制備了φ420 mm 噸級(jí)鑄錠，然后采用逐級(jí)降溫的方法進(jìn)行開(kāi)坯鍛造及改鍛，最終在兩相區(qū)鍛成φ170 mm的棒材，棒材的鍛態(tài)組織見(jiàn)圖1。如圖1所示，合金的顯微組織由初生α相、細(xì)小次生α相及β基體組成。初生α相含量為23%，大部分初生α相呈等軸α，也有部分是島狀的長(zhǎng)條狀α相，初生α相的直徑/寬度約為5 μm。差式掃描量熱法(DSC)測(cè)得合金Tβ轉(zhuǎn)變溫度為895 ℃。實(shí)驗(yàn)用熱處理試樣采用電火花線切割方法從φ170 mm棒材1/2R處切取。對(duì)樣品進(jìn)行不同工藝的固溶+時(shí)效熱處理，分析其對(duì)組織及力學(xué)性能的影響，具體的熱處理工藝見(jiàn)表1。組織分析通過(guò)OLYMPUS/PMG3光學(xué)顯微鏡(OEM)進(jìn)行，金相試樣拋光后，采用HF+HNO3+H2O (體積比1∶3∶10)腐蝕液浸蝕。試樣力學(xué)性能測(cè)試在Instron 1185力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

圖1 Ti12LC合金φ170 mm棒材鍛態(tài)組織Fig.1 The microstructure of Ti12LC alloy bar as-forged

No.Heat treatment parameters1#850 ℃×1 h/AC+540 ℃×6 h/AC2#800 ℃×1 h/AC+540 ℃×6 h/AC3#880 ℃×1 h/FC+540 ℃×6 h/AC4#880 ℃×1 h/FC+800 ℃×1 h/AC+540 ℃×6 h/AC

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 固溶工藝對(duì)合金顯微組織的影響

3.1.1 單重固溶工藝對(duì)合金顯微組織的影響

圖2為T(mén)i12LC合金經(jīng)不同工藝單重固溶后的金相組織。與鍛態(tài)組織相比，單重固溶后初生α相有等軸化趨勢(shì)，組織更加均勻，細(xì)小的次生α球消失，β基體上的細(xì)板條狀α相隱約可見(jiàn)。850 ℃高溫固溶后，初生α相尺寸變化不大，球化明顯，初生α相含量稍有減小，約為19%，見(jiàn)圖2a。800 ℃固溶后，初生α相尺寸有一定的增加，相含量增加，約為25%，見(jiàn)圖2b。與高溫固溶后的組織相比，低溫固溶后α相球化效果沒(méi)有高溫固溶明顯，但β基體上的次生α相更加清晰。

圖2 Ti12LC合金經(jīng)1#(a)和2#(b)熱處理工藝后的金相組織Fig.2 Metallographs of Ti12LC heat treated with 1#(a) and 2# (b)

3.1.2 雙重固溶工藝對(duì)合金顯微組織的影響

合金在880 ℃高溫固溶爐冷后，初生等軸α相尺寸稍有增加，大量次生條狀α相析出，厚度約為2 μm，見(jiàn)圖3a。一定厚度的條狀α相析出有利于改善合金的韌性，但是慢的冷卻速率會(huì)導(dǎo)致α相的過(guò)析出，引起時(shí)效強(qiáng)化效果的急劇惡化。合金經(jīng)高溫預(yù)固溶+二次低溫固溶后，初生等軸α相尺寸及相含量均變化不明顯，條狀次生α相尺寸減小，相含量下降明顯，見(jiàn)圖3b。但是與單重低溫固溶處理后的合金組織相比，次生α相厚度增加明顯，相含量大幅增加。

圖3 Ti12LC合金經(jīng)3#(a)和4#(b)熱處理工藝后的金相組織Fig.3 Metallographs of Ti12LC heat treated with 3#(a) and 4# (b)

3.2 固溶工藝對(duì)合金力學(xué)性能的影響

表2為T(mén)i12LC合金經(jīng)不同工藝熱處理后的室溫拉伸性能及沖擊韌性?？梢钥闯觯瑔沃毓倘?時(shí)效處理后，較高的固溶溫度可以使合金獲得更好的時(shí)效強(qiáng)化效果，從而獲得更高的強(qiáng)度，但是塑性及韌性較低。降低固溶溫度可以改善合金的塑性及沖擊韌性，但對(duì)沖擊韌性改善并不明顯。采用1#工藝熱處理后，金相組織中只有約20%的初生α相和大量細(xì)小的次生α相彌散分布在β基體中，時(shí)效強(qiáng)化效果明顯，由于次生α相非常細(xì)小，導(dǎo)致合金的沖擊韌性較差。與1#工藝相比，采用2#工藝低溫固溶后，初生α相含量及尺寸均有一定的增加，次生α相尺寸明顯增加，導(dǎo)致時(shí)效強(qiáng)化效果減弱。雖然初生α相的強(qiáng)化效果有一定的增加，但整體表現(xiàn)為強(qiáng)度大幅下降，塑性明顯增加。由于只有少量小尺寸條狀次生α相析出，因此，合金沖擊韌性改善不明顯。

表2 經(jīng)不同熱處理工藝處理后的Ti12LC力學(xué)性能

4#工藝熱處理后，合金的沖擊韌性明顯改善，塑性、強(qiáng)度介于1#工藝與2#工藝之間，強(qiáng)塑性匹配較好。與2#工藝相比，相同的最終固溶溫度，導(dǎo)致合金的時(shí)效強(qiáng)化效果相當(dāng)；一定厚度的次生α相析出，其起到一定程度的強(qiáng)化效果，但可以明顯改善合金的韌性。3#工藝熱處理后，雖然次生α相厚度及相含量均明顯增加，但爐冷熱處理會(huì)嚴(yán)重削弱兩相鈦合金時(shí)效強(qiáng)化效果，損害合金的強(qiáng)度[11]，因此并不可取。4#工藝熱處理后合金的室溫強(qiáng)度還有較大的調(diào)整空間，可以通過(guò)提高固溶溫度，進(jìn)一步改善合金的塑性及韌性，相關(guān)的研究工作有待于進(jìn)一步開(kāi)展。

4 結(jié) 論

(1)α+β相區(qū)單重固溶+時(shí)效熱處理后，Ti12LC合金的室溫拉伸性能隨固溶溫度的增加而增加，塑性及沖擊韌性降低，合金的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1 315 MPa。

(2)α+β相區(qū)高溫預(yù)固溶爐冷+低溫固溶+時(shí)效熱處理后，合金的強(qiáng)度、塑性介于單重高溫固溶與低溫固溶處理之間，沖擊韌性明顯改善，達(dá)到33.5 J·cm-2，強(qiáng)度、塑性及韌性匹配良好。

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