呂智丹，馮 弘，張樹志，張長江

(太原理工大學，山西 太原 030024)

0 引 言

近β鈦合金作為一種新興結(jié)構(gòu)材料在航空航天等領域得到廣泛應用，可以通過熱處理控制其析出α相的大小、形態(tài)和分布，從根本上調(diào)整其性能[1-4]。因此，對近β鈦合金的研究主要集中在熱加工及后續(xù)熱處理工藝參數(shù)的優(yōu)化方面[5-8]。然而，熱加工和熱處理方面的調(diào)整對性能的改進非常有限，主要是由于經(jīng)過熱變形及熱處理后，粗大的β晶粒仍然會從根本上導致其性能無法明顯提升[9-10]。

合金化是細化鈦合金組織的重要途徑之一，鈦合金中常見的合金元素有B、C、Si等[11-13]。近年來，Ti-C系合金已經(jīng)受到了研究者的廣泛關注，并且針對C元素對近α和α+β鈦合金組織及性能的影響開展了大量的研究工作，明確了C元素的添加對鈦合金室溫和高溫性能有明顯的改善[14]。毛小楠等[15]開發(fā)的TiC顆粒增強的TP-650復合材料比傳統(tǒng)高溫鈦合金在700 ℃條件下的強度提高了50～100 MPa, 工作溫度可提高50～100 ℃。Wang等[16]對TiCp/Ti6Al4V復合材料的研究表明，含有5%(體積分數(shù))TiC的TC4鈦合金相比于基體合金室溫強度提高了12.3%。對于近β鈦合金，張長江等[17]對SiCp/β-Ti合金的研究表明，SiCp的添加會顯著提高合金的硬度及壓縮強度。Du等[18]對微量B4C 與C的添加對近β鈦合金組織及性能的研究表明，B4C與C會細化β晶粒和次生α相，進而明顯提高合金的強度，但是塑性略有下降，最高抗拉強度可以達到1 834 MPa，延伸率為2%。然而，關于單一C元素對鍛造和熱處理后的近β鈦合金組織及性能的影響鮮有報道。

為此，本研究以近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr為基體，研究C元素添加量對鍛造和熱處理后的近β鈦合金微觀組織和力學性能的影響，優(yōu)化熱加工參數(shù)以期制備出高性能的近β鈦合金。

1 實 驗

以近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr(鉬當量為9.48)為基礎，采用非自耗鎢極電弧熔煉技術制備不同C元素添加量(0%、3%、5%、8%，體積分數(shù)，下同)的鈦合金鑄錠。為保證化學成分的均勻性，將鑄錠反復熔煉3次。Du等[18]研究表明，微量C元素的添加不會對近β鈦合金的相變點造成影響，由文獻可知,該近β鈦合金的相變點為800 ℃[19]。隨后將鑄錠在950 ℃進行3個方向的鍛造(變形速度為2 mm/s，每次的變形量約為30%)，并依次在850、800 ℃進行同樣工藝的變形處理。

使用電火花線切割機切割用于組織觀察及性能測試的試樣。將所有試樣在850 ℃保溫0.5 h空冷。隨后一部分試樣在600 ℃保溫4 h空冷，另外一部分先在300 ℃保溫24 h空冷，再在600 ℃保溫4 h空冷。所有熱處理后的試樣經(jīng)精磨和拋光后，使用Kroll試劑腐蝕。通過 DX-2700 型X射線衍射儀分析相組成，采用LEICA DM2500M 型光學顯微鏡和Quanta 200EFG掃描電子顯微鏡進行組織觀察，并用Smile view軟件對β晶粒尺寸進行測量。采用HVS-1000Z 型維氏硬度計和DNS200電子萬能試驗機分別進行硬度測試和拉伸試驗。

2 結(jié)果與討論

2.1 相組成

對不同C元素添加量的固溶態(tài)近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr進行XRD測試，結(jié)果如圖1所示。由圖1可知，合金的相組成為β-Ti和TiC, 且TiC衍射峰的強度隨著C元素添加量的增加而增強。另外，在XRD 圖譜中未發(fā)現(xiàn)C的衍射峰，表明C與Ti基體之間發(fā)生反應生成了TiC[20]。

圖1 不同C元素添加量的近β鈦合金的XRD圖譜Fig.1 XRD patterns of near beta titanium alloy with various volume fractions of C element

2.2 顯微組織

圖2為不同C元素添加量的近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr在β單相區(qū)(850 ℃)保溫0.5 h空冷后的微觀組織。添加C元素后，β晶粒尺寸明顯減小，且增強相沿著晶界分布。從圖1a可以看出，近β鈦合金基體為粗大的β晶粒，尺寸約為(137±47)μm。當C元素添加量為3%時，β晶粒尺寸從137 μm降低到了25 μm，晶粒細化效果明顯。隨著C元素添加量的進一步增加，β晶粒長大并且出現(xiàn)了增強相TiC的團聚現(xiàn)象。在β單相區(qū)固溶處理條件下，加入C元素后對β晶粒的細化作用主要是由TiC造成的。已有相關研究報道，C元素的添加會對近β鈦合金的初生β晶粒起到細化作用[21]。同時，在鍛造過程中由于TiC的存在會導致位錯等缺陷增加而促進動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，位于晶界處的TiC會對再結(jié)晶產(chǎn)生的晶粒起到限制長大的作用。由圖2b可以看出，TiC顆?？偸蔷鶆虻匮刂戮Ы绶植迹梢宰鳛棣戮ЯｉL大的障礙。當C元素添加量大于5%時，TiC分布的不均勻性開始增加，局部晶界處的TiC消失，釘扎β晶粒的作用在一定程度上被削弱，因此出現(xiàn)了晶粒長大的趨勢。

圖2 不同C元素添加量的近β鈦合金固溶處理后的微觀組織Fig.2 Microstructures of near beta titanium alloy with various volume fractions of C element after solution treatment at 850 ℃ for 0.5 h：(a)0%；(b)3%；(c)5%；(d)8%

圖3為不同C元素添加量的固溶態(tài)近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr在600 ℃保溫4 h空冷后的微觀組織。相比于固溶處理后的合金，單級時效處理后合金的β晶粒尺寸更加均勻。次生α相的分布以及尺寸隨著C元素添加量的增加發(fā)生明顯的變化。從圖3a可以看出，晶界和晶內(nèi)α相均勻地從基體中析出。當3%的C元素被添加時，β晶粒內(nèi)部及晶界上有少量的α相析出，但是仍然有一些未析出區(qū)域。相比于基體合金，含有3% C元素的合金中α相的數(shù)量明顯減少。次生α相數(shù)量的減少主要是因為形成的TiC會吸附基體中的O元素，而O元素是重要的α相穩(wěn)定元素，因此會對α相的形成起到抑制作用。隨著C元素添加量增加到5%時，β晶界上的次生α相消失，但是個別的晶粒內(nèi)部仍然有大量的細小次生α相。造成這種現(xiàn)象的原因是C元素的加入降低了氧對晶界的偏析程度，從而降低了時效過程中晶界α相形成的趨勢[22]。當C元素的添加量增加到8%時，少量的針狀α相被等軸α相所代替。

圖4為不同C元素添加量的固溶態(tài)近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr在300 ℃保溫24 h空冷并在600 ℃保溫4 h空冷后的微觀組織。相比于單級時效，雙級時效導致析出更多更細的次生α相，且未析出區(qū)域完全消失。同時，由于熱處理時間的延長，導致β晶粒出現(xiàn)略微長大。當C元素的添加量從0%增加到5%時，β晶粒內(nèi)部的次生α相逐漸細化。當C元素添加量增加到8%時，大量的針狀次生α相代替了單級時效后的等軸α相。其他研究已證明了近β鈦合金在300 ℃的預時效會形成等溫ω相進而促進次生α相的形核[23]。因此，相比于單級時效，雙級時效會導致更多的次生α相析出，避免了未析出區(qū)域的出現(xiàn)。

圖4 不同C元素添加量的近β鈦合金經(jīng)固溶+雙級時效處理后的微觀組織Fig.4 Microstructures of near beta titanium alloy with various volume fractions of C element after solution and double aging treatment：(a)0%；(b)3%；(c)5%；(d)8%

由圖2、3、4可知，當C元素添加量為3%時，棒狀TiC沿著β晶界分布。隨著C元素添加量的增加，TiC顆粒的長徑比減小，逐漸從棒狀轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀。從Ti-C二元相圖[24]可知，當C元素從3% (質(zhì)量分數(shù)為0.6%)增加到8% (質(zhì)量分數(shù)為1.7%)，Ti與C逐漸變?yōu)檫^共晶反應。共晶TiC的典型形態(tài)為條狀、棒狀和顆粒狀，而過共晶反應產(chǎn)生的初生TiC易于形成中心對稱的結(jié)構(gòu)，即等軸形貌特征[25]。

2.3 力學性能

不同C含量的近β鈦合金在不同熱處理條件下的維氏硬度(HV0.3)如圖5所示。

圖5 不同熱處理條件下近β鈦合金的維氏硬度Fig.5 Vickers-hardness of the near beta titanium alloy under different heat treatment

一方面，在同樣熱處理條件下，合金的維氏硬度值隨著C元素添加量的增加而增加；另一方面，C元素添加量相同的情況下，固溶后的硬度值最低，雙級時效后的硬度值最高。固溶狀態(tài)下，近β鈦合金硬度值隨著C元素添加量的增加而增加是由于β晶粒的細化以及硬質(zhì)性TiC顆粒的形成。相關研究也已經(jīng)證明了β晶粒的細化和TiC對顯微硬度的作用[21]。時效熱處理狀態(tài)下，硬度值的改變是由次生α相和TiC的含量共同決定的。隨著C元素添加量的增加，次生α相的析出明顯受到抑制，但是硬度值繼續(xù)增加。在相同C元素添加量的情況下，隨著時效時間的延長，合金的硬度值也出現(xiàn)上升的趨勢，說明次生α相也是影響合金硬度值的一個重要因素。因此，隨著TiC的增加以及熱處理時間的延長，合金的硬度值顯著提高。

不同C元素添加量的近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr經(jīng)不同制度熱處理后的室溫拉伸性能如表1所示。隨著C元素添加量的增加，合金的抗拉強度和屈服強度均顯著提高，但延伸率出現(xiàn)下降。強度的提高歸結(jié)于細晶強化和載荷傳遞強化。添加C元素后，晶粒的細化會造成合金強度的顯著提高。同時，原位生成的硬質(zhì)顆粒TiC變成了位錯運動的障礙，減小了位錯運動的有效長度，從而提高了合金的強度。然而，生成的TiC會在變形過程中成為裂紋擴展源，造成塑性的下降。

表1 近β鈦合金在雙級時效狀態(tài)下的拉伸性能

3 結(jié) 論

(1)C元素的添加對近β鈦合金Ti-4Al-5Mo-8V-2.5Cr-1Sn-2Zr的β晶粒細化具有非常重要的作用。當C元素添加量為到3%時，β晶粒細化效果最為明顯，隨著C元素添加量的繼續(xù)增加，β晶粒的細化程度逐漸減弱。

(2)在單級時效狀態(tài)下，C元素的添加會對次生α相特別是晶界α相的析出起到抑制作用。當C元素添加量增加到8%時，單級時效后晶界α相基本消失。但雙級時效后會呈現(xiàn)出更多的次生α相。

(3)C元素的添加會使合金的維氏硬度和強度得到顯著提高，并且隨C元素添加量的增加而增加，但塑性會隨之降低。