改善低氧TC4-LC及重熔TC4鈦合金性能的熱處理工藝

王紹灼， 孟 晗， 王 芬， 樊海衛(wèi)， 李 燕， 唐 超

(中航鈦業(yè)有限公司， 山東 淄博 255000)

TC4鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐蝕性好、抗疲勞等優(yōu)點(diǎn)，尤其是其優(yōu)異的耐酸堿鹽、耐海水腐蝕性能，使其在海洋石油工業(yè)中獲得越來越廣泛的應(yīng)用[1-2]。我公司前期針對某石油管產(chǎn)品需求，設(shè)計(jì)并生產(chǎn)了一種低氧TC4-LC鈦合金φ125 mm棒材。由于客戶需求變更，導(dǎo)致近20 t庫存棒材積壓。該TC4-LC鈦合金氧含量僅0.08%～0.09%，Al、V含量也相對偏低，對該材料組織與性能的研究鮮有報(bào)道，使用領(lǐng)域也相對較窄。鑒于此，現(xiàn)擬對該低氧TC4-LC合金棒材進(jìn)行不同熱處理試驗(yàn)，再通過優(yōu)化合金成分重熔、改鍛后，進(jìn)行不同熱處理工藝對比試驗(yàn)，對重熔TC4合金材料顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行綜合分析，以期在一定范圍內(nèi)改善該合金材料力學(xué)性能，并盡快將該批庫存棒材處理。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為低氧TC4-LC鈦合金φ125 mm鍛態(tài)棒材，重新下料改鍛以得到細(xì)小均勻等軸組織，金相法測得其相變點(diǎn)Tβ=965 ℃。為改善性能，通過優(yōu)化合金成分，添加TiO2真空自耗重熔，提高氧含量，并通過鑄錠開坯和鐓拔鍛造，得到高氧TC4鈦合金φ150 mm棒材，金相法測得其相變點(diǎn)Tβ=1005 ℃。低氧TC4-LC及重熔TC4合金的化學(xué)成分見表1。

表1 低氧TC4-LC及重熔TC4合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)方法

取改鍛TC4-LC合金棒材和重熔TC4合金棒材理化料，分別進(jìn)行如表2所示的退火、固溶、固溶+時(shí)效和β熱處理，然后采用NikonMA100光學(xué)顯微鏡觀察試樣顯微組織，采用CMT5205拉伸試驗(yàn)機(jī)測定試樣室溫拉伸性能。

表2 低氧TC4-LC和重熔TC4鈦合金的熱處理工藝

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 低氧TC4-LC鈦合金的顯微組織

低氧TC4-LC鈦合金棒材改鍛后，分別經(jīng)退火、固溶、固溶+時(shí)效以及β熱處理后的顯微組織如圖1所示。由圖1可以看出，退火后的顯微組織為等軸組織，初生α相細(xì)小均勻，晶粒度8.5級；固溶處理的顯微組織為等軸組織，晶粒稍粗，晶粒度8.0級；固溶+時(shí)效處理后的顯微組織為細(xì)小均勻等軸α相+晶間β相，晶粒度9.0級；β熱處理后的顯微組織為細(xì)小均勻的等軸β晶粒，晶粒度8.5級，平均晶粒尺寸約15 μm。綜上，在低氧TC4-LC鈦合金棒材鍛態(tài)組織形態(tài)一定的情況下，不同熱處理工藝得到的顯微組織不同。但固溶處理后的顯微組織與退火時(shí)相比，除晶粒稍粗一些外未發(fā)生明顯變化。固溶+時(shí)效熱處理和β熱處理后的顯微組織較退火時(shí)變化明顯，尤其是β熱處理后的組織已為等軸β晶粒。

圖1 不同熱處理制度下低氧TC4-LC合金顯微組織(a)退火；(b)固溶；(c)固溶+時(shí)效；(d)β熱處理Fig.1 Microstructure of the hypoxic TC4 alloy under different heat treatment processes (a) annealing； (b) solid solution treatment； (c) solution treatment+aging； (d) β heat treatment

2.2 低氧TC4-LC合金的力學(xué)性能

低氧TC4-LC鈦合金棒材改鍛后，分別經(jīng)退火、固溶、固溶+時(shí)效以及β熱處理后的力學(xué)性能如表3所示。另外，表3還列出了GB/T 2965—2007《鈦及鈦合金棒材》中規(guī)定的TC4-ELI和TC4鈦合金材料的力學(xué)性能。由表3可以看出，低氧TC4-LC鈦合金退火后的抗拉強(qiáng)度為816 MPa，屈服強(qiáng)度為745 MPa，斷后伸長率為10.0%，斷面收縮率為32%，其中抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均未達(dá)到TC4-ELI鈦合金的要求。經(jīng)固溶處理后的抗拉強(qiáng)度為838 MPa，屈服強(qiáng)度為764 MPa，斷后伸長率為11.0%，斷面收縮率為39%，均較退火態(tài)略有升高，已達(dá)到TC4-ELI鈦合金的要求。經(jīng)固溶+時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度為872 MPa，屈服強(qiáng)度為773 MPa，斷后伸長率為11.5%，斷面收縮率為54%，綜合性能進(jìn)一步提高，尤其是斷面收縮率，較退火態(tài)增加了50%以上，這主要與固溶+時(shí)效處理后的晶粒較細(xì)有關(guān)(晶粒度9.0級)。等軸初生α相晶粒大小對材料塑性有直接影響，晶粒越細(xì)小，材料塑性越優(yōu)異[3]。然而固溶+時(shí)效處理試樣仍未達(dá)到TC4鈦合金的要求。經(jīng)β熱處理后的抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提高至894 MPa，已接近GB/T 2965—2007對TC4鈦合金要求的895 MPa，但屈服強(qiáng)度為753 MPa，斷后伸長率略降低至10.0%，斷面收縮率急劇降低至23%，這是因?yàn)榻?jīng)β熱處理后，顯微組織為等軸β晶粒，片層組織的拉伸性能，特別是塑性比較低，因此綜合性能未達(dá)到GB/T 2965—2007對TC4ELI 合金(屈服強(qiáng)度≥760 MPa)和TC4合金(斷面收縮率≥25%)的要求。

表3 不同制度熱處理后低氧TC4-LC合金的力學(xué)性能

出現(xiàn)以上結(jié)果的主要原因是該TC4-LC鈦合金氧含量相對比較低，GB/T 3620.1—2016《鈦及鈦合金牌號(hào)和化學(xué)成分》中規(guī)定TC4-ELI合金的氧含量≤0.13%，工業(yè)生產(chǎn)中基本按0.10%～0.13%控制，而該TC4-LC合金中氧含量為0.08%～0.09%，已經(jīng)小于0.10%。

另外，合金中Al、V含量均未達(dá)要求中間值，相對偏低一些，也是導(dǎo)致綜合力學(xué)性能偏低的因素之一。除此以外，根據(jù)圖1所示的顯微組織形貌和表3所示的力學(xué)性能數(shù)據(jù)還可看出，在化學(xué)成分一定的前提下，顯微組織在很大程度上決定了材料的力學(xué)性能。氧含量偏低時(shí)，通過不同的熱處理僅能在一定程度上改善其力學(xué)性能，但無法達(dá)到GB/T 2965—2007規(guī)定的TC4鈦合金棒材性能要求。

2.3 重熔TC4合金的顯微組織

重熔改鍛后的TC4鈦合金棒材經(jīng)退火、固溶、固溶+時(shí)效以及β熱處理后的顯微組織如圖2所示。可以看出經(jīng)退火后的顯微組織為等軸組織，含球狀α相 及少量晶間β相，無原始β晶界，晶粒度9.0級；經(jīng)固溶處理后的顯微組織為在轉(zhuǎn)變的β基體上含有少量的等軸初生α相晶粒；經(jīng)固溶+時(shí)效后的顯微組織呈雙態(tài)組織，在轉(zhuǎn)變的β基體上含有細(xì)針狀α相及不連續(xù)的等軸初生α相晶粒；經(jīng)β熱處理后的顯微組織呈片層組織，即針狀完全β轉(zhuǎn)變組織，原始β晶界清晰完整。由此可以看出，重熔TC4鈦合金經(jīng)不同工藝熱處理得到的顯微組織差異較大，不同顯微組織會(huì)直接決定該重熔TC4鈦合金的力學(xué)性能。

圖2 不同熱處理制度下重熔TC4合金的顯微組織(a)退火；(b)固溶；(c)固溶+時(shí)效；(d)β熱處理Fig.2 Microstructure of the remelted TC4 alloy under different heat treatment processes(a) annealing； (b) solid solution treatment； (c) solution treatment+aging； (d) β heat treatment

2.4 重熔TC4合金的力學(xué)性能

重熔改鍛后的TC4鈦合金棒材經(jīng)退火、固溶、固溶+時(shí)效以及β熱處理后的力學(xué)性能數(shù)據(jù)如表4所示。可以看出，經(jīng)退火后的抗拉強(qiáng)度為989 MPa，屈服強(qiáng)度為920 MPa，較低氧TC4-LC改鍛棒材提升了20%以上，主要原因是經(jīng)配料真空自耗重熔后，合金中氧含量升至0.2%，更多的氧原子進(jìn)入合金內(nèi)，導(dǎo)致金屬晶體的晶格發(fā)生扭曲，產(chǎn)生更加嚴(yán)重的畸變，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力大大增加，從而使該重熔TC4合金的室溫強(qiáng)度顯著提高[4]。該熱處理制度下，材料綜合性能已滿足GB/T 2965—2007規(guī)定的TC4合金性能要求。經(jīng)固溶處理后，抗拉強(qiáng)度為1075 MPa，屈服強(qiáng)度為1043 MPa，均大幅度提高，但斷面收縮率略有降低，為38%，斷后伸長率則明顯降低，為7.5%，已不滿足TC4鈦合金的要求。經(jīng)固溶+時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提高至1092 MPa，屈服強(qiáng)度為975 MPa，有一定程度降低，斷后伸長率為11.5%，斷面收縮率為35%，可以滿足TC4合金的要求，主要原因是固溶處理后入水快速水冷得到的組織為α′+α″+β亞穩(wěn)相，在后續(xù)時(shí)效過程中亞穩(wěn)相分解為彌散的α和β相，從而使該合金的強(qiáng)度和塑性匹配進(jìn)一步優(yōu)化[5]。經(jīng)β熱處理后的抗拉強(qiáng)度為1051 MPa，屈服強(qiáng)度為903 MPa，均有一定程度降低，而斷后伸長率為4.0%，斷面收縮率為11%，均急劇降低，此時(shí)的塑性已經(jīng)不能滿足TC4鈦合金的要求，主要原因是經(jīng)β熱處理，顯微組織出現(xiàn)明顯的沿晶界分布的片層組織(如圖2(d)所示)，導(dǎo)致合金力學(xué)性能大幅度降低。因此，在實(shí)際工業(yè)化生產(chǎn)過程中，應(yīng)當(dāng)避免出現(xiàn)片層組織[6]。

表4 重熔TC4合金經(jīng)不同制度熱處理后的力學(xué)性能

綜上所述，重熔TC4鈦合金在化學(xué)成分確定的情況下，不同熱處理工藝得到的顯微組織對力學(xué)性能有重要影響。合金中的氧含量增加后，強(qiáng)度大幅度提高，塑性在退火處理后略有提高，β熱處理后急劇降低，固溶+時(shí)效處理后斷面收縮率也明顯降低，固溶處理后斷后伸長率降低30%左右。β熱處理和固溶處理后力學(xué)性能已不滿足GB/T 2965—2007對TC4鈦合金的要求，而退火和固溶+時(shí)效處理后力學(xué)性能可以滿足。表明通過優(yōu)化合金成分重熔來改善TC4-LC合金材料性能的方法可行，后續(xù)為落實(shí)客戶需求，進(jìn)一步優(yōu)化設(shè)計(jì)合金成分和熱處理工藝，盡快將庫存積壓TC4-LC合金棒材處理。

3 結(jié)論

1) 由于氧含量較低，通過調(diào)整熱處理制度只能在一定程度上提高低氧TC4-LC合金的力學(xué)性能，經(jīng)固溶、固溶+時(shí)效處理后可以滿足GB/T 2965—2007《鈦及鈦合金棒材》規(guī)定的TC4-ELI鈦合金的力學(xué)性能要求，但均不能滿足其對TC4鈦合金的力學(xué)性能要求。

2) 重熔TC4鈦合金因氧含量提高，強(qiáng)度大幅度提高，塑性除退火處理一定程度提高，其它熱處理不同程度降低。其中，β熱處理和固溶處理后力學(xué)性能不滿足GB/T 2965—2007對TC4鈦合金的要求，而退火和固溶+時(shí)效處理后的力學(xué)性能可以滿足。