王義紅, 寇宏超, 朱知壽, 常 輝, 周 廉, 李金山

(1.西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室,西安 710072;2.北京航空材料研究院,北京 100095）

冷卻速率對 TC21合金相變行為的影響

王義紅1, 寇宏超1, 朱知壽2, 常 輝1, 周 廉1, 李金山1

(1.西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室,西安 710072;2.北京航空材料研究院,北京 100095）

采用末端淬火法研究了TC21合金自β相區(qū)冷卻后冷卻速率對合金相變和顯微組織的影響,對取自末端淬火試樣的不同區(qū)域試樣進行了 OM、XRD、TEM及顯微硬度分析。結(jié)果表明:冷卻速率大于 122℃/s時,β相轉(zhuǎn)變形成正交馬氏體 α″,冷速介于 122℃/s和 3℃/s之間時,發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變,冷速繼續(xù)降低,相變由擴散控制,形成兩種不同形貌的魏氏體 α片層:較平滑的α片層和較曲折的α片層;隨冷卻速率的降低,合金的顯微硬度先增大后降低,冷卻速率小于 8℃/s后,顯微硬度迅速降低。

末端淬火;TC21鈦合金;相變;顯微硬度

α+β型鈦合金具有優(yōu)異的綜合力學性能,它具有強度高、可熱處理強化的優(yōu)點,同時其熱加工性能優(yōu)異,并且具有較好的焊接性能,因此在航空領域常被用作飛機的結(jié)構(gòu)件材料,例如 Ti-6Al-4VELI,Ti-62222S,TC11DT,TC21等。這類合金的設計目的主要是為了提高鈦合金的強度和韌性,進而提高合金的損傷容限性[1,2],但是由于 α+β型鈦合金的組織及熱加工工藝對合金的最終性能影響很大[3,4],因而要獲得 α+β型鈦合金在不同應用條件下的最佳力學性能,需要掌握該合金在熱加工過程中的相變基本規(guī)律,尤其是其自高溫連續(xù)冷卻過程中的相變規(guī)律,這對優(yōu)化α+β型鈦合金的力學性能至關重要。

TC21合金是我國自行研制的具有獨立知識產(chǎn)權的新型兩相高強韌鈦合金[2],可作為重要的結(jié)構(gòu)鈦合金在航空、航天領域應用。國內(nèi)對該合金的熱處理組織和性能關系先后展開了較多研究[5～7],但對該合金在連續(xù)冷卻過程中發(fā)生的相變行為及組織演變并未做過系統(tǒng)研究,為此,本研究主要研究TC21合金以不同冷卻速度冷卻時,合金發(fā)生的相變及組織演變規(guī)律,為改善合金的使用性能、制定合理的熱處理規(guī)范提供理論依據(jù)。

1 試驗方法

試驗用原材料是由西部超導公司提供的TC21合金 φ210mm鍛造棒材,其名義成分為 Ti-6Al-2Zr-2Sn-3Mo-2Nb-1Cr,合金的相變點 Tβ為 960±5℃,合金棒材經(jīng) 900℃固溶 2h,空冷,590℃時效 4h處理。

該試驗采用末端淬火法研究 TC21合金在連續(xù)冷卻過程中發(fā)生的相變。從棒材上切取 4個 φ10×40mm試樣,沿試樣軸向不同位置焊接 5個熱電偶,然后用陶瓷棉將試樣包裹起來,以保證試樣在冷卻過程中一維傳熱。采用計算機連續(xù)記錄合金冷卻過程中不同位置處的溫度變化,以獲得試樣不同位置處的冷卻速率。合金首先在 β相區(qū)固溶處理(1050℃/30min）,之后對 4個試樣分別采用水冷、油冷、氬氣冷卻、空冷 4種不同冷卻方式冷卻試樣的末端,以得到不同的冷卻速率,其最終冷卻速率取試樣在 900℃的瞬時冷卻速率。

末端淬火試樣冷卻后,自焊接熱電偶位置切割試樣,即可以得到已知冷卻速率下的合金試樣。OM分析時,試樣經(jīng)機械研磨、拋光后,采用 HF+HNO3+H2O(1∶2∶5）腐蝕液浸蝕,之后采用徠卡 DM-2500M金相顯微鏡觀察合金以不同冷卻速率冷卻后的組織變化。XRD分析采用 PANalytical X'Pert PRO型 X射線儀對試樣進行相結(jié)構(gòu)分析,以研究冷卻速率對合金相變行為的影響,試驗條件為:CuKα,管壓 40kV,管流 35mA。TEM試樣采用雙噴電解法制備,電解液為:高氯酸:15ml,正丁醇:100ml,甲醇:200m l,電壓 40V,溫度 -35℃。采用 HXP-1000TM顯微硬度計對試樣進行顯微硬度測試,以研究冷卻速率對合金的顯微硬度的影響,試驗加載載荷500g,加載時間 20s,每個試樣測試 8個點,要求每個點的數(shù)值誤差為 ±2%,其結(jié)果取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 冷卻速率對 TC 21合金相變行為的影響

圖1是TC21合金自 β相區(qū)以不同冷卻速率冷卻到室溫后的 XRD圖譜,從圖中可以看出,冷卻速率大于 122℃/s時,(TC21合金自 β相區(qū)冷卻后,）β相轉(zhuǎn)變形成正交馬氏體α″,且最終轉(zhuǎn)變組織中殘留有微量的 β相。隨著冷卻速率的降低,TC21合金中 α″相衍射峰強度逐漸減弱,當冷卻速率達到 43℃/s時,TC21合金冷卻后出現(xiàn) α相衍射峰,表明此時發(fā)生 β→α相變,合金(最終）冷卻相由 α,β,α″相組成。隨著冷卻速率的進一步(繼續(xù)）降低,合金中的 α,β相衍射峰強度逐漸增大,同時 α″相衍射峰強度(繼續(xù)）減弱,表明隨著冷卻速率的降低,合金中 α,β相含量增加,α″相含量減少。當冷卻速率降低至 3℃/s以下后,合金冷卻后無 α″相形成,β轉(zhuǎn)變直接形成 α相,且隨著冷速的降低,α相的衍射峰強度迅速增大,表明α相的含量隨冷速的降低而迅速增加,同時合金中殘留的 β相含量減少。表 1是 TC21合金自 β相區(qū)以不同冷卻速率冷卻后得到的相組成情況。

2.2 冷卻速率對 TC 21合金組織的影響

TC21合金自 β相區(qū)以 122℃/s冷卻速率冷卻后,β相轉(zhuǎn)變形成正交馬氏體 α″相,且殘留有少量的 β相,如圖 2a所示。此時 α″馬氏體尺寸較小,α″相由正交方向的馬氏體片層組成,馬氏體片層具有針狀形貌,如圖 2b所示,殘留 β相如圖 2b中白色片層所示。當冷卻速率的降低到 43℃/s時,晶內(nèi)的 β相轉(zhuǎn)變形成 α″,晶界 β相發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變,α相在晶界上優(yōu)先形核,并在晶界上長大形成少量塊狀 αm相,如圖 2c所示。相對于 122℃/s冷速冷卻時,由于此時冷卻速度的降低,殘留 β相寬度增加,如圖2d白色片層所示,白色片層寬度明顯增大。選區(qū)衍射也證明了 α″和 β相的存在,如圖 2e,f所示。隨著冷速的進一步降低,αm相在晶界上的形核速率明顯增大,晶界 α相向晶內(nèi)生長,形成位相相同,并互相平行排列的針狀組織,αm相體積含量明顯增加,馬氏體 α″相含量進一步減少,如圖 3所示。

表1 不同冷卻速率冷卻時TC21合金的相組成Table 1 Phase formed of TC21 alloy at different cooling rates

眾所周之,塊狀轉(zhuǎn)變的定義為:成分不改變,通過相界擴散的形核—長大型相變[8],根據(jù)此定義,為進一步對 TC21合金中發(fā)生的塊狀轉(zhuǎn)變進行驗證,對不同冷卻速率冷卻后的形成的塊狀 αm和馬氏體進行了定量能譜(EDX）分析,分析結(jié)果如表 2所示。由分析結(jié)果可知,αm相和 α″相的成分基本相同。表明該轉(zhuǎn)變確實為塊狀轉(zhuǎn)變。對塊狀 αm相的晶體學特征及形貌特征進一步分析可知,該轉(zhuǎn)變屬于 M.R.PLICHTA所講述的關于鈦合金的 4型競爭型塊狀轉(zhuǎn)變[9],此塊狀轉(zhuǎn)變機制發(fā)生在較低的轉(zhuǎn)變溫度,因此相對于控制平衡 α相生長的體積擴散速率而言,與塊狀轉(zhuǎn)變有關的相界擴散速率足夠高,從而發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變。國外學者對 Ti-Ag,Ti-Au,Ti-Si的研究表明,隨著冷卻速率的降低,發(fā)生在這些合金中的塊狀轉(zhuǎn)變開始溫度逐漸增加[10],這表明隨著冷卻速率的降低,塊狀 α相的體積含量逐漸增加,這與本研究所得到的結(jié)果一致。

β→αm的塊狀轉(zhuǎn)變是相對于擴散 α相的形成而言的,當冷卻速率降低到 2℃/s時,塊狀轉(zhuǎn)變消失,α在 β晶界上均勻形核,形成 α片層,如圖 4所示。α片層具有兩種不同的形貌,第一種是曲折的形貌,如圖 4a所示右晶界部分,第二種是平滑的形貌,如圖 4a所示上晶界的下半部分。晶界內(nèi)組織由初生 α,次生 α片層以及殘留 β相所組成的網(wǎng)籃組織組成,如圖 4b所示。冷卻速率降低到 1℃/s后,導致晶界上的魏氏體 α片層進一步向晶內(nèi)生長,形成典型的網(wǎng)籃魏氏體形貌,如圖 4c所示。晶界上曲折形貌的魏氏體 α片層主要在接近 β晶界或 β晶界上形核長大,其主要在低溫形成,生長由界面擴散和臺階擴散生長控制[11,12]。而較平滑的魏氏體 α片層主要由普通的晶界 α層生長所形成,其主要在高溫由激發(fā)形核形成,并由體積擴散控制生長[12,13]。

3.3 冷速對 TC21合金顯微硬度的影響

由于冷卻速率對 TC21鈦合金的相變和顯微組織影響很大,因此相應的其顯微硬度隨冷卻速度的變化也發(fā)生了很大的變化。圖 5是冷卻速率對TC21合金顯微硬度影響曲線,從圖中可以看出,隨著冷卻速率的降低,TC21合金的顯微硬度先升高,冷卻速度在 22℃/s時顯微硬度達到最大值,之后顯微硬度開始降低,冷卻速率低于 8℃/s后,TC21合金的顯微硬度迅速降低。這是因為當冷卻速率降低時,殘留 β相含量以及 α相含量增加,α相的析出又使得殘留 β相合金化程度提高,這兩方面的共同作用使得合金的顯微硬度逐漸增大,當冷卻速度達到 22℃/s時,顯微硬度達到最大值。隨著冷卻速率的進一步降低,雖然 α相的析出量增加,但 α相片層逐漸長大,這使得合金的顯微硬度逐漸降低。當冷卻速率低于 8℃/s時,α相迅速長大,導致合金的顯微硬度迅速降低。

圖4 TC 21合金中形成的魏氏體組織 (a）,(b）2℃/s;(c）1℃/sFig.4 Widmanst?ttenαformation in TC21 alloy cooled at (a）,(b）2℃/s;(c）1℃/s

表2 TC 21合金的定量能譜分析Table 2 Qualitative EDX analysis of TC21 alloy

圖5 冷卻速率對TC21合金顯微硬度影響曲線Fig.5 Effectof cooling rates on the microhardness of TC21alloys

4 結(jié)論

(1）TC21合金自 β相區(qū)固溶冷卻時,冷卻速率大于 122℃/s時,發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,β相轉(zhuǎn)變形成正交馬氏體 α″,冷卻速率降低,合金中析出 α相,且 α″相含量降低,α,β相含量增加。冷卻速率低于 3℃/s時,合金冷卻后僅有 α,β相,不再發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

(2）冷卻速率不低于 122℃/s時,合金冷卻后由馬氏體組織組成,冷卻速率降低,β相轉(zhuǎn)變形成塊狀αm,冷速降低至 2℃/s時,α相形成兩種不同的形貌:較平滑的 α片層和較曲折的 α片層。

(3）冷卻速率降低,TC21合金顯微硬度先增加,在 α相的形態(tài)和數(shù)量的共同作用下,顯微硬度在 22℃/s時達到最大,之后合金顯微硬度降低,當冷卻速率低于 8/s時,合金的顯微硬度迅速降低。

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Influence of Cooling Rate on Phase Transformation of TC21 Alloy

WANGYi-hong1,KOU Hong-chao1,ZHU Zhi-shou2,CHANGHui1,ZHOU Lian1,LIJin-shan1
(1.State Key Laboratory of Solidification Processing,Northwestern Polytechnical University,Xi′an 710072,China;2.Beijing Institute of AeronauticalMaterials,Beijing 100095,China）

The effects of cooling rates from elevated temperature on phase transformations in TC21 alloy were investigated by using end quenching.Samp les from different regions(cooling rates）were analyzed by using optical micrograph(0M）,Xray diffractometry(XRD）,transmission electronm icroscopy(TEM）,and Vickersm icrohardness.The results show that cooling rates above 122℃/s result in amartensitic transformation,amassive transformation being observed between 122 and 3°C/s,this ransformation beinggradually replaced by diffusion controlled Widmanst?ttenαformation with decreasing cooling rate.Theseαlayers was of two types,type 1 having a smoother appearance,type 2 having a zig-zagged appearance.With the cooling rates decreasing,themicrohardness of TC21 alloy decreased after increased.When the cooling rateswas smaller than 8℃/s,them icrohardness of TC21alloy decreased dramatically.

end quenching;TC 21 titanium alloy;phase transformation;microhardness

10.3969/j.issn.1005-5053.2010.1.002

TG146.2+3

A

1005-5053(2010）01-0006-05

2009-01-27;

2009-04-24

王義紅(1977—）,男,博士研究生,(E-mail）wangyihongp@163.com。