Ti60 鈦合金是我國(guó)自主研發(fā)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)的近 α 型鈦合金，可以用于制造壓氣機(jī)葉片、輪盤(pán)、鼓桶以及整體葉盤(pán)等關(guān)鍵零部件，能夠在 600 ℃下長(zhǎng)期穩(wěn)定服役[1-3]。為了提升 Ti60 鈦合金高溫蠕變、疲勞性能以及熱穩(wěn)定性，往往采用一系列固溶時(shí)效熱處理獲得理想的組織和力學(xué)性能[4-6]。鈦合金通過(guò)固溶淬火難以實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度提升，往往需要進(jìn)行低溫時(shí)效，在 β基體中析出細(xì)小彌散的次生 α 相實(shí)現(xiàn)時(shí)效強(qiáng)化[7-9]。這是因?yàn)殁伜辖鸾M織中的亞穩(wěn) β 相在淬火過(guò)程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變誘發(fā)的晶格畸變較小，導(dǎo)致硬化作用不明顯[10,11]。另外，Ti60 等近 α 合金組織中也沒(méi)有 ω等硬脆相析出，因此，只能通過(guò)馬氏體等溫分解形成的細(xì)小密集的次生 α 相實(shí)現(xiàn)時(shí)效強(qiáng)化效果[12]。

Lin 等人根據(jù)電子濃度理論分析發(fā)現(xiàn)鈦合金中添加 Al、Sn、Fe 和 Cr 等元素利于形成六方結(jié)構(gòu)的 α′相，而 Zr、Nb、W、Mo 和 V 等元素則利于形成 α″相，因此 Ti60 合金從 β 轉(zhuǎn)變溫度以上冷卻至室溫過(guò)程中易形成 α′相[13,14]。鈦合金中 β→α′轉(zhuǎn)變符合 Burgers 關(guān)系：(0001)α′//(110)β、][0211α′//[111]β，且慣習(xí)面為{334}β，在 α′馬氏體內(nèi)部也會(huì)出現(xiàn)層錯(cuò)、位錯(cuò)等缺陷[15]。盡管 α′馬氏體沒(méi)有直接產(chǎn)生強(qiáng)化作用，但 Matsumoto 等人在研究 Ti-V 以及 Ti-V-Sn 等合金系時(shí)發(fā)現(xiàn)，較低 V 含量合金的淬火組織中存在大量的 α′馬氏體，這種 α′馬氏體組織具有良好的冷軋變形能力，經(jīng)過(guò)冷軋后的 α′馬氏體被充分破碎，形成約 60 nm 大小的亞結(jié)構(gòu)[16-18]。α′馬氏體組織的形貌與結(jié)構(gòu)直接決定了時(shí)效過(guò)程次生 α 相的形核長(zhǎng)大規(guī)律，進(jìn)而影響時(shí)效強(qiáng)化效果[19,20]。因此，Matsumoto 等人進(jìn)一步研究了 Ti6Al4V 合金的 α′馬氏體組織特征及力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)合金組織中含有少量等軸 α相時(shí)冷變形能力可達(dá)到 43.3%，進(jìn)而提升了 Ti6Al4V 合金冷加工性能[18]。對(duì)于 Ti60 等近 α 合金，鋁當(dāng)量較高，難以將亞穩(wěn) β 相保留至?xí)r效溫度，因此合金不具備時(shí)效強(qiáng)化效果，然而通過(guò)固溶熱處理可以獲得并調(diào)控馬氏體顯微組織結(jié)構(gòu)，一方面可以有效地提升合金室溫塑性，另一方面也能間接改善合金的時(shí)效強(qiáng)化效果，最終實(shí)現(xiàn)合金加工及使用性能的提升。本研究通過(guò)對(duì) Ti60 鈦合金分別進(jìn)行 Tβ+10 ℃(1060 ℃)和 Tβ-10 ℃(1040 ℃)固溶淬火熱處理，最終獲得全片層和雙態(tài) 2 種馬氏體組織，隨后在室溫、300 ℃以及 600 ℃ 3 種條件下對(duì) 2 種組織進(jìn)行拉伸性能測(cè)試。在分析馬氏體組織特征與拉伸性能關(guān)系的基礎(chǔ)上，探討了初生 α 相對(duì)馬氏體組織塑性的影響規(guī)律，為提升合金的時(shí)效強(qiáng)化能力提供幫助。

1 、實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用 Ti60 鈦合金的化學(xué)成分如表 1 所示。樣品均取自西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司生產(chǎn)的 Ф300mm 規(guī)格棒材。

首先采用 3 次真空自耗電弧熔煉的鑄錠進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，隨后在 α+β 相區(qū)改鍛，最終獲得均勻模糊的鍛態(tài)組織，如圖 1 所示，該組織作為初始態(tài)組織。采用金相法測(cè)得 Ti60 鈦合金的 β 轉(zhuǎn)變溫度為 1050 ℃。采用電火花線切割在 Ф300 mm×20 mm 規(guī)格棒材的二分之一半徑處截取 Φ15 mm×15 mm 圓柱型和 15mm×15 mm×75 mm 方棒樣品，如圖 2a 所示，隨后將2 種樣品按照?qǐng)D 2b 進(jìn)行固溶淬火處理，固溶溫度分別為 1060 和 1040 ℃，樣品保溫 40 min 后水淬至室溫。

對(duì)圓柱型樣品橫截面進(jìn)行精車(chē)、粗磨、細(xì)磨以及拋光，最后用 Kroll 溶液(HF:HNO3:H₂O=3:10:87)進(jìn)行金相腐蝕，并在 Olympus GX71 光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織。

另外，將方棒樣品按照?qǐng)D 2 參考 GB/T 228-2002 加工成 Ф6 mm 試樣，標(biāo)距為 30 mm，拉伸速率為 1.2mm/min。

2、 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

圖 3a 和 3b 依次顯示了經(jīng)過(guò) 1060 和 1040 ℃固溶淬火處理得到樣品的顯微組織。與初始鍛態(tài)組織對(duì)比，1060 ℃固溶淬火組織全部由完全再結(jié)晶的大塊多邊形β 晶粒組織曲線構(gòu)成，β 晶粒尺寸達(dá)到約 800 μm，近似等軸的 α 相已經(jīng)全部消失，而且在晶界兩側(cè)也沒(méi)有發(fā)現(xiàn)沿晶界析出或以片層形式向晶內(nèi)生長(zhǎng)的 α 相，β 晶粒內(nèi)部則全部由針狀片層組成，相同晶粒內(nèi)部片層存在一定交角，片層較長(zhǎng)且尺寸相近。根據(jù)鈦合金相圖可知，在淬火條件下，Ti60 鈦合金中過(guò)飽和的 β 相將保留至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，并以非擴(kuò)散轉(zhuǎn)變方式生成 α'相，馬氏體相形核數(shù)量大且與基體保持近似 Burgers關(guān)系，因此易形成密集交錯(cuò)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)[21]。1040 ℃固溶淬火組織中保留了約 10%的白色塊狀初生 α 相，其余由 β 晶粒組織構(gòu)成，晶粒尺寸約為 400 μm，而保留的初生 α 相則在晶內(nèi)和晶界同時(shí)存在。可以看出，經(jīng)過(guò) 40 min 保溫，初生 α 相已經(jīng)發(fā)生球化，并在組織中彌散分布。通常情況下，鍛態(tài)組織在固溶過(guò)程中發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，未溶解的初生 α 相將充當(dāng)?shù)诙嘧璧K晶界遷移，然而部分初生 α 相已經(jīng)被包裹在 β 晶粒內(nèi)部，未能阻礙晶界遷移，僅在晶界分布的初生 α 相阻礙了晶粒長(zhǎng)大。初生 α 相對(duì)再結(jié)晶的影響主要取決于α 相體積分?jǐn)?shù)、尺寸以及與相鄰 β 晶粒的位向關(guān)系[22]。

2.2 拉伸性能對(duì)比

為了研究初生 α 相對(duì) α'馬氏體組織在不同溫度下力學(xué)性能的影響，這里分別在室溫、300 和 600 ℃下對(duì)全α'和 α+α' 2 種固溶組織進(jìn)行拉伸測(cè)試，力學(xué)性能如表 2所示?？梢钥闯?，與 α+α'組織相比，全 α'馬氏體組織在室溫、300 和 600 ℃下抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較高，而延伸率和斷面收縮率略低，屈強(qiáng)比則與 α+α'組織接近。

圖 4 進(jìn)一步通過(guò)柱狀圖對(duì)比了全 α'和 α+α'組織在不同溫度下的拉伸性能?？梢钥闯觯辖鸬?2 種組織在 300 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度比室溫降低約 330 MPa，而600 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度僅比 300 ℃時(shí)降低約 100 MPa，不同組織抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨溫度變化規(guī)律較為一致。另外，對(duì)比圖 4a 和 4c 可以發(fā)現(xiàn)，α+α'組織室溫拉伸強(qiáng)度僅減少約 35 MPa，而延伸率提高約 5%，因此，少量等軸化的初生 α 相提升了 α'馬氏體組織的變形協(xié)調(diào)能力，進(jìn)而使合金獲得了更好的強(qiáng)塑性匹配。

圖 5a 和 5b 對(duì)比了全 α'和 α+α' 2 種組織在不同溫度下拉伸時(shí)的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線，可以看出，隨著拉伸溫度升高，樣品總應(yīng)變量增加，極限拉伸強(qiáng)度下降。在彈性階段，2 種組織對(duì)應(yīng)的應(yīng)力應(yīng)變變化規(guī)律接近，當(dāng)拉伸強(qiáng)度達(dá)到極限后，盡管拉伸溫度不同，但全 α'組織的樣品均發(fā)生明顯的頸縮，隨后斷裂，而 α+α'組織緩慢達(dá)到拉伸極限后斷開(kāi)，沒(méi)有發(fā)生明顯的頸縮。

可見(jiàn)推測(cè)，含有少量的初生 α 相有利于避免頸縮現(xiàn)象，提升了樣品在不同溫度下的塑性變形能力。

2.3 斷口形貌對(duì)比

為了進(jìn)一步分析初生 α 相對(duì) α'馬氏體組織塑性提升的機(jī)理，圖 6 對(duì) α'和 α+α' 2 種組織在不同溫度下拉伸樣品的斷口形貌進(jìn)行對(duì)比。圖 6a 和 6b 分別顯示了全 α'和 α+α'組織在室溫下的拉伸斷口形貌，可以看出斷口組織全部由細(xì)小的韌窩組成，具有典型的塑性斷裂特征，其中 α+α'組織韌窩尺寸分布不均勻，且高低起伏更加明顯。這是因?yàn)樯倭康某跎?α 相在固溶過(guò)程阻礙 β 晶粒長(zhǎng)大，進(jìn)而增加了晶界面積，阻礙裂紋擴(kuò)展，裂紋沿晶界擴(kuò)展的同時(shí)形成幾十微米大小的韌窩，β 晶粒內(nèi)部的 α'馬氏體片層斷開(kāi)后形成幾微米的小韌窩，而全 α'組織晶粒尺寸較大，裂紋沿晶界擴(kuò)展迅速，晶粒內(nèi)部 α'馬氏體片層也隨之快速斷開(kāi)，形成幾微米的小韌窩，韌窩尺寸細(xì)小均勻。

當(dāng)拉伸溫度升高至 300 ℃時(shí)，圖 6c 和 6d 韌窩尺寸增大，全 α'馬氏體組織的變化更加明顯，這是因?yàn)樵谳^高溫度下，位錯(cuò)受熱激活作用引起更多的滑移系開(kāi)動(dòng)，α'馬氏體相的變形能力增強(qiáng)，馬氏體片層沿拉伸方向進(jìn)一步伸長(zhǎng)，小韌窩在塑性變形過(guò)程中合并形成較大尺寸的韌窩，與之相比，α+α'組織內(nèi)部韌窩尺寸也更加均勻，盡管初生 α 相仍對(duì) β 晶粒有細(xì)化作用，但對(duì)合金塑性的影響有所減弱。當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至600 ℃時(shí)，韌窩尺寸進(jìn)一步增加，初生 α 相的作用進(jìn)一步減弱。

3、 結(jié) 論

1) Ti60 鈦合金在 1060 和 1040 ℃固溶淬火分別得到全 α'和 α+α'馬氏體組織，其中 α+α'組織保留約 10%的等軸化初生 α 相，對(duì)應(yīng)的抗拉強(qiáng)度較全 α'組織降低約 35 MPa，而延伸率增加約 5%，具有較好的強(qiáng)度和塑性匹配關(guān)系。

2) 全 α'和 α+α' 2 種組織拉伸時(shí)均發(fā)生塑性斷裂，其中全 α'組織在室溫拉伸時(shí)韌窩尺寸較小且均勻，而α+α'組織韌窩尺寸大小差異較大，隨著拉伸溫度升高，2 種組織斷口形貌逐步接近。

3) α+α'組織中少量的初生 α 相在固溶過(guò)程中阻礙了 β 晶粒長(zhǎng)大，進(jìn)而引起組織細(xì)化，通過(guò)增加晶界面積阻礙了裂紋擴(kuò)展，斷口韌窩尺寸增加，進(jìn)而顯著提升室溫塑性。隨著溫度升高，α'馬氏體相變形能力得到本質(zhì)提升，初生 α 相對(duì)合金塑性的影響減弱。

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