退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo鈦合金的組織和力學性能

李 燁，劉世鋒，王建忠，王利卿，敖慶波，馬 軍，吳 琛，湯慧萍1,

1)西安建筑科技大學冶金工程學院，西安 710055

2)西北有色金屬研究院金屬多孔材料國家重點實驗室，西安 710016

鈦及鈦合金自身具備密度小、強度高、機械加工性好等特點。通過采用高比強度的鈦合金結構材料，使航天、航空和汽車等產品達到了輕量化目的，可以有效提高能源利用效率，降低全球的溫室氣體排放[1?3]。另外，鈦及鈦合金還具有良好的耐蝕性和自鈍化性，當合金表面氧化膜受到一定程度的損壞時，可快速的自行修復。鈦及鈦合金的鈍化膜耐海水腐蝕，因此在艦船、潛艇等領域得到了廣泛應用[4?6]。

到目前為止，世界上只有少數國家專門對海洋工程鈦合金進行了系統的研究，并形成了自己的海洋工程鈦合金體系[7]。艦船用鈦合金由于服役環境特殊，通常需要優異的強度和耐蝕性（應力腐蝕），同時作為結構件還需要具有良好的焊接性能。Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金是我國自主研發的一種新型近α型鈦合金，具有高強度、高塑韌性、良好耐蝕性和良好的可焊接性能，少量的β相能夠顯著提升合金的強度又不損失塑性，因此非常適合應用于艦艇和潛水艇等受力構件、耐壓耐蝕殼體和管路系統[8?9]。在Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金制備過程中，退火處理是非常關鍵的步驟，通過退火處理可以使合金中部分亞穩β相分解，消除合金內應力，提高合金組織與性能的均勻性和穩定性。Guo等[10]研究了在不同溫度的退火處理條件下，軋制態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的微觀組織和力學性能的演變。結果表明，隨著熱處理溫度的升高，α相晶粒變粗。屈服強度與α相晶粒尺寸之間的關系遵循Hall-Petch方法。由于合金中的主要α相的粗化和板條狀α相的彎曲，合金塑性明顯增加。趙瑤等[11]通過模壓和真空燒結技術制備了TC4鈦合金，隨后通過鍛造和熱處理調控了鈦合金的晶粒組織和力學性能。結果表明，經過鍛造和熱處理的TC4鈦合金的相對密度達99.2%，抗拉強度高達1441 MPa，延伸率可達到2.9%。目前，已有大量實驗研究不同退火溫度對Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金組織與性能的影響[12?13]。然而，退火狀態合金不同鍛造方向的力學性能鮮有研究。為了揭示退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金組織與力學性能的各向異性規律，本文對鍛造Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金進行980 ℃退火處理，研究退火態合金不同截面上的微觀組織與力學性能。

1 實驗材料與方法

原料采用純度較高的海綿Ti（99.5%），Al絲 （99.9%），Nb棒（99.9%），海綿Zr（99.4%），Mo片（99.9%）（質量分數）。原料在熔煉前都經過丙酮浸泡和超聲波清洗，以保證材料的純凈。原料經4次真空非自耗電弧爐熔煉，制備得到Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo鈦合金樣品，合金化學成分 （質量分數，%）為：6.1Al，3.2Nb，2.0Zr，1.1Mo，余量Ti。合金重量約為72 kg。在不同溫度下對合金進行高溫鍛造，鍛造工藝為模鍛，工藝參數如表1所示。鍛件的壓縮方向定為鍛造方向（FD），RD定為鍛件自由延伸方向，TD定為模鍛形成小縱向飛邊方向。Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo鈦合金鍛造前的尺寸約為FD=40 cm、TD=10 cm、RD=40 cm，鍛造后的尺寸約為FD=20 cm、TD=10 cm、RD=80 cm。板狀拉伸試樣的取樣平行于FD、RD和TD方向，每種取向加工3個試樣。根據拉伸標準GB/T228-2002，用線切割機將樣品切割成標準試樣，尺寸如圖1所示，拉伸試樣標距長度為25 mm。用砂紙將切割痕跡打磨掉，再將樣品放入超聲波清洗器中進行清洗。將清洗后的試樣作為拉伸試樣，在電子萬能材料試樣機（INSTRON5985）上進行拉伸試驗，拉伸速率1.5 mm·min?1，環境溫度25 ℃。

圖1 樣品取向（a）和樣品尺寸（b）示意圖Fig.1 Schematic diagram of the sample orientation (a)and geometry (b)

表1 試驗用鈦合金鍛造工藝Table 1 Forging process of the titanium alloys

鈦合金熱處理溫度往往會選擇在(α+β)/β相變點附近，本實驗選擇在Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金(α+β)/β相變溫度點（995 ℃）以下進行退火處理。實驗退火溫度為980 ℃，保溫時間為2 h，隨后進行空冷。

制備5 mm×5 mm金相樣品，然后將樣品浸泡在無水乙醇中，采用超聲波清洗儀對試樣表面進行清潔。再將樣品放入金相腐蝕液（氫氟酸:硝酸:水=1:3:50，體積比）進行表面腐蝕，腐蝕時間約為10 s。利用德國的金相顯微鏡（OLYMPUS PMG3）觀察燒結試樣顯微組織，選用自帶電子背向散射衍射（electron back-scattered diffraction，EBSD）和能譜（energy disperse spectroscopy，EDS）分析功能的JSM-6700F掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）對合金相分布、成分與織構類型等微觀組織進行表征與分析。

2 結果與討論

2.1 980 ℃退火處理對Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金微觀組織的影響

利用掃描電子顯微鏡對退火處理后的Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的顯微組織進行觀察。圖2分別為Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金鍛態和980 ℃溫度下退火處理后的組織。鍛態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金組織主要由較多的初生α相和較少的β相組成，晶粒細小，組織分布不均勻[14?16]。Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金經過退火處理后，其組織由α相和β相組成，并且兩相組織分布均勻，β基體內有次生的α相。如圖2（b）所示，退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金組織中的初生α相含量明顯減少，β基體內次生α相明顯長大。與鍛態合金相比，退火態合金中α相的含量減少，亞穩態的β相增多，說明試樣在空冷過程中，退火態合金的亞穩態β相又轉化為次生α相和少量的β相。

圖2 Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金顯微組織：（a）鍛態合金；（b）退火態合金Fig.2 Microstructure of the Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys: (a)forged alloys;(b)annealed alloys

圖3所示為退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金不同觀察面上α-Ti微觀組織形貌。首先，α-Ti呈現等軸晶組織，晶粒尺寸約18 μm。β-Ti（白色區域）主要分布于α-Ti晶粒晶界處，呈條狀。兩個截面上 均以小角度晶界（紅色晶界）為主，而且小角度晶界比例均達到75%以上。退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金中α-Ti晶粒取向如圖4所示，合金呈現RD//[20]、FD//[0001]織構類型。

圖3 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金α-Ti微觀組織形貌：（a）側面；（b）斷面Fig.3 Microstructure of α-Ti in the annealed Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys: (a)broad side;(b)cross section

圖4 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金取向成像圖（IPF-Z）和反極圖（IPF）：（a）側面IPF-Z圖；（b）斷面IPF-Z圖；（c）側面IPF圖；（d）斷面IPF圖Fig.4 Orientation mapping (IPF-Z)and inverse pole figure (IPF)of the annealed Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys: (a)IPF-Z of broad side;(b)IPF-Z in cross section;(c)IPF of broad side;(d)IPF in cross section

2.2 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的不同方向力學性能

圖5所示為退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金沿不同方向拉伸得到的應力應變曲線。由圖可知，在彈性變形之后，隨著應變增加，應力略有增加，意味著該合金并無顯著加工硬化過程；當應力達到最大值后，隨著應變增加，應力逐漸下降，直到試樣發生斷裂。從應力應變曲線得到不同方向拉伸時屈服強度、抗拉強度、延伸率以及彈性模量，結果如表2所示。RD和FD試樣彈性模量接近約110 GPa，而TD彈性模量達到120 GPa，彈性模量差異取決于α-Ti晶粒取向，即沿<100>、<110>拉伸具有相近的彈性模量，而<0001>拉伸則呈現較高的彈性模量。該合金沿三個方向拉伸屈服強度相差僅22.5 MPa，抗拉強度相差僅45.6 MPa，可見由于織構差異引起該合金強度變化不超過6%。延伸率存在非常顯著的變化，分別在10.0%～16.3%之間，拉伸方向平行于[20]時可獲得較高延伸率。意味著Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金延伸率對織構更加敏感。

圖5 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金三個方向的拉伸曲線Fig.5 Tensile curves of the annealed Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys in the different direction

表2 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金三個方向的拉伸力學性能Table 2 Mechanical properties of the annealed Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys in the different direction

沿三個方向拉伸后試樣宏觀形貌與斷口微觀組織形貌分別如圖6和圖7所示。斷后試樣宏觀形貌顯示，在RD試樣斷口位置處能夠觀察到明顯的頸縮現象，并對應最大延伸率。由圖7可知，三個方向的斷口并沒有發生明顯的變化，其結構主要由兩部分組成：中心部分的纖維區域和周圍的剪切唇區域，兩個區域有明顯的分界。三個方面的中心部分都存在大量的等軸韌窩，說明Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的三個方向拉伸斷裂主要是韌性斷裂，并且斷裂方式呈現出微孔聚集斷裂。微孔聚集斷裂是一種常見韌性金屬材料斷裂機制，其形成過程主要分為微孔形核、長大、聚集，直到最后的金屬材料斷裂。從圖中可以觀察出，在塑性變形過程中，Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金三個方向的縮頸大小有明顯差別，并且三個方向的拉伸斷口中韌窩孔洞大小不一樣，沿RD方向拉伸變形過程所產生的韌窩孔洞直徑相較于其他兩個方向的韌窩孔洞要大一點。在拉伸變形過程中，位錯與位錯或者位錯與界面相互作用形成微孔，隨著變形量增加，微孔逐漸長大，并與相鄰的微孔合并形成更大尺寸的韌窩，直到最終發生微孔聚集斷裂。所以，對于微孔聚集斷裂而言，變形量越大對應斷口形貌中韌窩尺寸越大。

圖6 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的三個方向塑性變形宏觀形貌Fig.6 Macro morphology of the annealed Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys after deformation in the different direction

圖7 退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的三個方向拉伸斷口形貌：（a）和（b）RD；（c）和（d）TD；（e）和（f）FDFig.7 Tensile fracture of the annealed Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo alloys in the different direction: (a)and (b)RD;(c)and (d)TD;(c)and(f)FD

3 結論

（1）比較Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金退火態與鍛態組織發現，α相含量減少，亞穩態β相增多。試樣在空冷過程中，合金亞穩態β相又轉化為次生α相和少量β相。

（2）退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的α-Ti呈現等軸晶組織，晶粒尺寸約18 μm。β-Ti主要分布于α-Ti晶粒晶界處。兩個截面均以小角度晶界為主，而且小角度晶界比例均達到75%以上。退火處理后Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金中α-Ti晶粒取向主要是RD//[20]、FD//[0001]。

（3）退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金的三個方向拉伸斷裂均為韌性斷裂，斷裂機制為微孔聚集斷裂。退火態Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo合金三個方向在拉伸過程中的縮頸程度有明顯差別，并且三個方向的拉伸斷口形貌中韌窩孔洞大小不一樣。沿RD方向拉伸時，韌窩尺寸較大，對應的延伸率也優于其他方向。