2017, Vol. 25
2. 西安航天发动机厂，西安 710100;
3. 云南省钛材应用产品工程技术研究中心，云南 楚雄 651209
2. Xi′an Space Engine Factory, Xi′an 710100, China;
3. Engineering Technology Research Center of Titanium Products and Application of Yunnan Province, Chuxiong 651209, China
钛合金具有比强度高、耐腐蚀、综合力学性能优异等特点，有着广阔的应用前景[1-3].经过国内外多年的研究[4-5]，目前钛合金已有多种成熟的合金体系[6-9]，通过成分控制提高合金的综合性能已越来越困难，较多的研究开始关注其制备工艺.热处理是钛合金加工过程中必不可少的工序.固溶时效是钛合金常见的强化热处理工艺.一般通过将合金加热到相变点附近一定温度快速冷却，然后在室温或者低温放置时效.固溶时效处理可以满足抗拉强度高于1 000 MPa、屈服强度大于940 MPa的使用需求[10].两相合金固溶温度较高，一般在相变点以下100~40 ℃.固溶时效工艺主要适合于α+β钛合金以及β钛合金，热处理强化效果取决于合金的性质以及浓度，并影响亚稳相的类型、数量以及分布等.
Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金是一种性能最接近Ti-6Al-4V合金的低成本钛合金.本文以该合金为对象，研究了不同冷却速率下固溶温度和时效温度对合金组织的影响，同时结合力学性能分析手段，研究其对力学性能的影响规律，以期获得强塑性最佳配合的热处理工艺.
1 材料及方法所设计合金的主要化学成分(质量分数)为：5.651%Al，2.474%V，1.617%Fe，0.21%O，余量为Ti.合金原料为海绵钛、纯铝、纯钒、铁丝、二氧化钛，在真空电弧炉中经3次熔炼，以达到成分均匀.
本文采用箱式电阻炉进行热处理工艺研究.固溶区域选择两相区以及单相区.两相区温度选择900、925、950、975 ℃，单相区选择1 050 ℃.固溶时间均选择1 h，冷却方式选择空冷和水冷.时效工艺在固溶完成后进行，其中，时效温度选择490、540及590 ℃，时效时间为5 h.
金相及扫描试样制备按照标准的金相制备程序用100#~2000#的水砂纸，使用预磨机预磨，随后进行机械抛光.机械抛光时，选择Cr2O3作为抛光剂.抛光后采用体积比V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶3∶7的腐蚀液进行腐蚀.用OLYMPUS PMG3型光学金相显微镜及Quanta 200FEG场发射环境扫描电子显微镜进行显微组织观察.室温性能测试在电子万能材料试验机Instron 5569上进行.
2 结果及分析 2.1 固溶时效工艺对合金微观组织的影响 2.1.1 固溶温度及冷却方式对合金组织的影响固溶处理通过控制α相及β相的比例，从而影响合金性能.图 1为不同固溶温度保温1 h空冷(AC)后的组织，两相区固溶微观组织均由α相及β相组成.β基体上分布着长条状的α片，相互交错分布.其中，α片层分为两部分:初生α片层，遗传铸态组织的层片分布；以及固溶时在初生α片层附近析出的次生α片层.在α片层中间可以看到残留的未发生转变的β相.β单相区固溶时，α→β相变转变完成，冷却后以次生α相为主，以集束形式存在[11].由图 1(a)~1(c)可以看出，β晶粒内部α片集束相互交叉分布，但是随着温度的改变呈现不同的变化.
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图 1 固溶温度对Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金微观组织影响(AC：空冷) Figure 1 The effect of solution annealing temperature on microstructure of Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O alloy (AC: Air Cooling): (a) 900 ℃/1 h/AC; (b) 925 ℃/1 h/AC; (c) 950 ℃/1 h/AC; (d) 975 ℃/1 h/AC; (e) 1 050 ℃/1 h/AC |
温度较低时，多为粗大的α片层，从α晶界处形成，而细片状的α片层则多以初生相为主，次生α为辅；随着固溶温度的升高，初生α相的数目减少，而次生的α相增多.这是由于温度越高，一般元素的扩散速率越快.钛合金固溶淬火后，可以获得亚稳β固溶体.
图 2为Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金在不同温度固溶后立即水淬火(WQ)的微观组织形貌，可以看出，合金在不同固溶温度下表现出相似的特点.在粗大的晶粒内部出现大量的针状马氏体相及残余亚稳β相，这是由于合金在较高温度下发生α→β转变，大部分的β相和一些未转变的初生α相在水冷作用下转变为α′.在快速冷却时，高温生成的亚稳β相合金元素不易扩散，不能通过扩散过程转化成为α相，只能通过切变方式转变为α′[12].α′相不同于α相，在更快的冷却速度下形核率高，弥散分布于晶粒内部[13]，而空冷时的α相，一般在晶界边缘依靠缺陷形核.α′相一般为六方结构，它依靠无扩散相变、马氏体切变完成.这种α′相并不能显著的提高钛合金的强度，强化效果不明显[14].随着固溶温度升高，未转变的β相增多.当温度增加到975 ℃，由图 2(d)可以看到，针状α′相呈现球状镶嵌在β基体，初生α相减少.
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图 2 固溶温度对Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金微观组织的影响(WQ：水冷) Figure 2 The effect of solution temperature on microstructure of Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O alloy (WQ: Water Quenching): (a) 900 ℃/1 h/WQ; (b) 925 ℃/1 h/WQ; (c) 950 ℃/1 h/WQ; (d) 975 ℃/1 h/WQ |
图 3为Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金在水冷后不同时效温度下的显微组织，其中，图 3(a)、(c)、(e)为光学照片，而图 3(b)、(d)、(f)为局部放大扫描组织.由图 3可知，快速冷却过程中，将亚稳β相保留至室温，亚稳β相表现为过饱和固溶体.在随后时效过程中，过饱和β相为次生α相提供了更多的形核核心，因而在相同时效温度淬火时，形核驱动力更大，但是元素扩散速率不变，意味着长大速率一定，因而α片显得越细小.另一方面，淬火过程中保留了合金晶体缺陷，时效过程中缺陷同样为α相提供质点.两种因素共同作用下α相更加细小.随着时效温度的升高，从图 3(b)、3(f)可以看出，时效温度大于540 ℃时，时效α相更易形核长大.由图 3(f)可以看出，α相长大成片状，并且出现一定的取向性.
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图 3 时效温度对Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金微观组织影响(950 ℃/1 h/WQ) Figure 3 The effect of aging annealing temperature on microstructure of Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O alloy (950 ℃/1 h/WQ): (a,b) 490 ℃/5 h/AC; (c,d) 540 ℃/5 h/AC; (e,f) 590 ℃/5 h/AC |
表 1为不同时效温度时片层亮区与片层间暗区的EDAX数据.由表 1可知:片层亮区中α相稳定元素Al含量高，可以确定为α相;而片层间暗区为β相稳定元素V、Fe富集区，确定为β相.随时效温度的升高，不同相中合金元素变化明显，合金元素扩散速率增加.如490 ℃时合金中仍然含有未扩散完全的α相，Fe元素质量分数为1.26%，V质量分数为0.55%；同时还可以看出，V的扩散效率明显高于Fe.540以及590 ℃时，在α相中元素V的质量分数为0，Fe的质量分数即使在590 ℃时仍有0.4%之多.由以上分析可知，V和Fe主要存在于β相中，Al集中于α相.随着时效温度的升高，α相中V及Fe元素含量逐渐减小，V最终消失，但Fe依然会有残留.
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表 1 不同时效温度各相能谱数据(质量分数/%) Table 1 The phase spectrum data in different aging temperature(mass fraction/%) |
图 4为不同固溶温度1 h空冷后合金的压缩性能.由图 4可知：合金强度随着温度的升高，峰值先从1 690 MPa升高到1 710 MPa;达到峰值后，屈服强度则变化不大，温度继续升高时，强度迅速降低至1 664 MPa.屈服强度则在925 ℃时增加显著，随后降低.合金断裂应变对温度敏感,固溶温度从900 ℃升高到925 ℃时，断裂应变先保持不变，随着温度继续升高，合金断裂应变降低比较显著.在整个温度范围内，合金在925 ℃时强度与断裂应力匹配性最好，强度最高可达1 710 MPa，断裂应变为32.10%.
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图 4 固溶温度对Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金力学性能影响(空冷) Figure 4 The effect of solid solution temperature on mechanical properties of Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O alloy at air cooling:(a) peak strength and yield strength; (b) fracture strain;(c) hardness |
温度升高时，合金初生α相不断减少，原始α相片层不断转变为β相.如图 1(a)、1(b)、1(c)所示，可以看出次生相呈网篮状,网篮组织相对α集束更易变形;还可以看出,晶界α相变得不稳定，对变形的阻力减少导致其塑性较好.但随温度升高，晶界在950 ℃时出现明显粗化，因而其塑性显著降低.随温度进一步提升，出现粗大α片集束，显著降低塑性变形能力.β相区变形导致粗大的α集束以及晶粒尺寸变大，造成合金塑性显著降低.图 5为Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金在不同固溶温度下经淬火后的室温压缩性能.从图 5(a)可以发现，温度对合金峰值强度的影响不是十分敏感.亚稳β相在快冷过程中大部分分解成为α′相，而α′相的强化效果很小.固溶温度由900 ℃升至925 ℃时，强度变化不大，塑性稍有降低;但高于925 ℃后，发生脆性断裂，塑性降低明显.初生α相体积分数的增加会显著影响合金的强度，意味着需要更高的基体强度以达到相同的宏观屈服应力,这将使基体更趋向于在较低的应变下断裂.因此，初生α相增多会降低合金的强度.
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图 5 固溶温度对Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金力学性能影响(淬火) Figure 5 The effect of solid solution temperature on mechanical properties of Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O alloy at quenching:(a) peak strength and yield strength; (b) fracture strain; (c) hardness |
晶界形貌也会显著影响合金塑性.随着温度升高，晶界由不连续网状转变为连续网状，晶界粗化变宽.尤其是在固溶温度950 ℃及以上时，经能谱分析发现，晶界处元素无明显偏聚.脆性断裂主要由晶界粗化引起，其断裂应变在950及975 ℃时分别只有16%、10.79%.初生α相形貌也影响合金塑性，初生α相粗化或者由球状转变为长条状会降低塑性.淬火后，合金硬度对固溶温度敏感，固溶温度由900 ℃升至925 ℃，硬度由350.3 HV增至361.3 HV，继续升高时，硬度与温度呈比例关系增长，固溶温度达到975 ℃时，硬度最高可达461 HV.淬火之后的硬度较之空冷显著提高.
2.2.2 时效温度对合金性能的影响图 6为不同固溶温度(900、925、950、975 ℃)保温1 h淬火后在不同时效温度(490、540、550 ℃)的力学性能变化曲线.随着时效温度的升高，峰值强度先升高后减小.塑性在500~540 ℃呈现小幅增加或者未有明显变化，540 ℃后显著降低.时效温度为540 ℃时，合金强度及塑性均比较优异.图 6 (c)为固溶温度950 ℃下经不同冷却方式时时效温度对硬度的影响，可以看出，相比空冷后合金性能而言，淬火后合金的硬度提高.在各个时效温度下，硬度均显著提高.随时效温度的增大，硬度差值变大.
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图 6 时效温度对Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金力学性能的影响 Figure 6 The effect of aging temperature at quenching on Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O alloy mechanical properties: (a) peak strength; (b) fracture strain; (c) hardness |
1) Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金，固溶温度主要影响初生α的含量，固溶冷却方式影响α的类型.
2) 固溶组织主要由初生α相、次生α相包含α′相以及未转的亚稳β相组成.随着固溶温度升高，初生α相减少，次生α相增多.单相区固溶时，初生α相消失，β晶粒内出现α片集束.固溶淬火组织主要由残余未转变的β相以及针状的α′.随着固溶温度的升高，针状马氏体α′相增多.
3) 该合金在两相区固溶后，其时效组织均有固溶中产生的α相、时效α相以及残留的β相.时效温度较低时，α相形核能较低，元素扩散困难，需借助过饱和β相析出弥散相形核，因而针状α相细小而弥散.时效温度升高，α相形核以及长大驱动力大，时效α相易长大变粗.
4) 经固溶时效处理，合金强度随着温度升高先小幅升高后显著降低，塑性先增大后因晶界粗化以及粗片状α集束而降低.
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