孫 鵬，孫瑞琦，王偉龍，崔文芳

（東北大學(xué)1.材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng)110819；2.材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng)110819）

近α鈦合金具有密度低、耐蝕性好、無磁、透聲等優(yōu)良特性，以及比強(qiáng)度高、良好的焊接性和熱穩(wěn)定性、較高的蠕變強(qiáng)度和高溫瞬時(shí)強(qiáng)度等加工性能和力學(xué)性能，成為建設(shè)海洋強(qiáng)國(guó)的重要戰(zhàn)略材料，廣泛應(yīng)用于艦船設(shè)備制造，在提高艦船機(jī)動(dòng)性的同時(shí)可以確保其可靠性和安全性［1－4］.

熱處理工藝對(duì)近α鈦合金組織與性能影響顯著，熱處理參數(shù)的變化可以影響α相、β相及次生α相的形態(tài)、尺寸和體積分?jǐn)?shù)［5］.固溶和時(shí)效是鈦合金主要的熱處理強(qiáng)化方式，固溶后的冷卻過程中形成亞穩(wěn)相，通過后期時(shí)效過程亞穩(wěn)相分解析出次生α相，結(jié)合改變等軸初生α相的分布和體積分?jǐn)?shù)達(dá)到強(qiáng)韌化的目的［6－7］.針對(duì)固溶和時(shí)效對(duì)鈦合金組織與性能的影響，周燁等［8］研究表明TA19合金α′相時(shí)效析出α相的尺寸受時(shí)效溫度的影響較大，合金經(jīng)960℃固溶2 h后隨著時(shí)效溫度的升高，抗拉強(qiáng)度先升高后降低，當(dāng)合金經(jīng)960℃固溶2 h，590℃時(shí)效8 h后，抗拉強(qiáng)度1 240 MPa，伸長(zhǎng)率10.9%；陶歡等［9］研究表明TA10合金隨著固溶溫度的升高，初生α相含量減少，亞穩(wěn)相含量增多，合金的強(qiáng)度升高，當(dāng)合金經(jīng)800℃固溶30 min，500℃時(shí)效2 h后，屈服強(qiáng)度377 MPa，抗拉強(qiáng)度510 MPa，伸長(zhǎng)率26.7%，強(qiáng)度和塑性達(dá)到良好匹配；冀宣名等［10］研究表明TA12合金的強(qiáng)度隨固溶溫度的升高而升高，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)先升高后降低.由此可見，固溶時(shí)效工藝參數(shù)對(duì)鈦合金影響顯著，而其對(duì)新型Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金組織與性能的影響規(guī)律尚未見報(bào)道，因此需要根據(jù)實(shí)際合金的特點(diǎn)開展深入研究.

Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金是在Ti80合金基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)的一種中等強(qiáng)度艦船用近α鈦合金，為深入挖掘該材料潛在性能，本文采用不同的熱處理制度，研究固溶和時(shí)效溫度對(duì)其顯微組織和硬度的影響，測(cè)試合金的室溫拉伸性能，旨在優(yōu)化熱處理工藝，為改善鈦合金的力學(xué)性能提供依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)合金鑄錠采用3次真空自耗電弧熔煉、鑄錠經(jīng)β單相區(qū)開坯、α+β兩相區(qū)終鍛和熱軋等工序制成厚度為7 mm的板材，化學(xué)成分如表1所示.通過差式掃描量熱法并結(jié)合金相法測(cè)定其α+β→β相轉(zhuǎn)變溫度為（980±10）℃.圖1為熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)合金RD-TD橫截面顯微組織，由圖可知，組織由等軸和長(zhǎng)條狀的初生α相和片層間少量的β轉(zhuǎn)變組織組成.

表1 Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金鑄錠化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloy ingot（mass fraction） %

圖1 Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金原始顯微組織Fig.1 The as-received microstructure of Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloy

將熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)合金板材切割成小樣品，首先在880，920和960℃保溫1 h后水冷進(jìn)行固溶處理，然后選擇960℃／1 h／水冷的樣品在400，500和600℃保溫4 h進(jìn)行時(shí)效處理.熱處理后的試樣采用OLYMPUS GX71型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織形貌分析，試樣腐蝕劑比例為V（HF）∶V（HNO3）∶V（H2O）＝1∶3∶6.采用SMARTLAB型X射線衍射儀（Cu靶）進(jìn)行物相結(jié)構(gòu)分析，掃描速度為5°／min.采用JSM-6510A型鎢燈絲掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM-2100型高分辨透射電子顯微鏡（TEM）進(jìn)行精細(xì)組織形貌分析.采用401MVDTM型數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度檢測(cè)，載荷為200 g，保壓時(shí)間為10 s.對(duì)固溶時(shí)效后的樣品采用AG-Xplus250KN型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，恒定拉伸速率為1 mm／min，標(biāo)距為20 mm.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 固溶溫度對(duì)顯微組織的影響

圖2為實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)固溶處理后的顯微組織圖.由圖可知，當(dāng)固溶溫度為880℃時(shí)，初生α相合并長(zhǎng)大，形成細(xì)小的再結(jié)晶等軸α相，尺寸約為1μm.當(dāng)固溶溫度為920℃時(shí)，等軸α相長(zhǎng)大，尺寸約為2～3μm.當(dāng)固溶溫度為960℃時(shí)，等軸α相進(jìn)一步長(zhǎng)大，尺寸約為4～5μm，由于溫度接近β轉(zhuǎn)變溫度，β相體積分?jǐn)?shù)增多，在固溶后的快速冷卻過程中出現(xiàn)α′馬氏體相和β轉(zhuǎn)變組織.

圖2 經(jīng)固溶處理的Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金顯微組織Fig.2 Microstructure of Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloys solution treated

圖3為實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)960℃固溶處理后的XRD圖譜圖.由圖可知，只存在α相的衍射峰，說明近α鈦合金在接近相變點(diǎn)的溫度固溶處理，β相以切變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)榱今R氏體α′相，而α′相與α相的衍射峰幾乎完全重合，故XRD圖譜上只能觀察到α相的衍射峰.

圖3 經(jīng)960℃固溶處理的Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金的XRD圖譜Fig.3 XRD pattern of Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloy solution treated at 960℃

圖4為實(shí)驗(yàn)合金經(jīng)960℃固溶處理后的SEM和TEM顯微組織圖.由圖可知，亞穩(wěn)相中可以看到針狀馬氏體α′相，Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金元素含量較少.在透射電鏡下，六方馬氏體α′相呈現(xiàn)板條狀形貌，包含有密集的位錯(cuò).鈦合金中馬氏體轉(zhuǎn)變是一種切變相變，在轉(zhuǎn)變時(shí)，亞穩(wěn)相中的原子作集體的有規(guī)律的近程遷移，遷移距離較大時(shí)，形成六方結(jié)構(gòu)α′相；遷移距離較小時(shí)，形成斜方結(jié)構(gòu)α″相.實(shí)驗(yàn)合金固溶處理后，亞穩(wěn)相析出α相的過程來不及進(jìn)行，且合金含β相穩(wěn)定元素含量較少，晶格的轉(zhuǎn)變阻力較小，原子位移較大，點(diǎn)陣改組能夠進(jìn)行到底，在冷卻過程中通過非擴(kuò)散切變得到六方結(jié)構(gòu)α′相.

圖4 經(jīng)960℃固溶處理的樣品顯微組織形貌Fig.4 Microstructure of specimen solution treated at 960℃

經(jīng)測(cè)定實(shí)驗(yàn)合金固溶處理后試樣的顯微硬度可知，隨著固溶溫度從880℃升高至960℃，維氏硬度從254上升到299.進(jìn)一步證明了固溶溫度越高，固溶度越大，保留到室溫時(shí)相的過飽和程度也就越大，而馬氏體α′相的硬度高于初生α相，固溶溫度越高形成的α′相越多，導(dǎo)致材料硬度的提高［11］.

2.2 時(shí)效溫度對(duì)顯微組織和硬度的影響

上述實(shí)驗(yàn)表明：固溶溫度越接近α+β相變點(diǎn)，由高溫β相轉(zhuǎn)變的α和α′相含量越多，時(shí)效過程中可轉(zhuǎn)變的次生α相數(shù)量越多，故選用960℃固溶溫度進(jìn)行后續(xù)研究.圖5為實(shí)驗(yàn)合金固溶處理后經(jīng)過不同溫度時(shí)效的SEM顯微組織圖.由圖可知，初生α相的體積分?jǐn)?shù)和形態(tài)基本相同，但是亞穩(wěn)相時(shí)效后分解的程度呈現(xiàn)明顯的區(qū)別.在400℃時(shí)效時(shí)，亞穩(wěn)相與時(shí)效前相比幾乎沒有變化，只能看到亞穩(wěn)相中有少量針狀α相的存在；在500℃時(shí)效時(shí)，亞穩(wěn)相的襯度發(fā)生變化，在其內(nèi)部可以看到針狀和片層狀的次生α相，說明此時(shí)合金元素?cái)U(kuò)散加劇，部分α′相已開始分解，析出次生α相；在600℃時(shí)效時(shí)，可以清楚地看到亞穩(wěn)相已經(jīng)被徹底分割，α′相轉(zhuǎn)變成次生α相和β相，同時(shí)，次生α相發(fā)生了聚集長(zhǎng)大.

圖5 經(jīng)時(shí)效處理的Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金SEM顯微組織Fig.5 SEM images of the aged Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloy

圖6為實(shí)驗(yàn)合金固溶處理后經(jīng)不同溫度時(shí)效后的TEM組織圖.在400℃時(shí)效后可以看到板條狀α相和次生α相，其中板條狀α相的寬度約為200 nm.在500℃時(shí)效后可以看到α相有兩種形態(tài)，一種是寬度約為300～400 nm的片層狀α相，另一種是寬度在100 nm以下細(xì)小針狀α相，且相互平行的α片層內(nèi)含有一定數(shù)量的位錯(cuò)，可以同時(shí)發(fā)現(xiàn)分布在α相板條之間和板條內(nèi)部的次生α相.當(dāng)這種組織結(jié)構(gòu)發(fā)生塑性變形時(shí)，大量次生α片層界面和原有位錯(cuò)能強(qiáng)烈阻礙新生位錯(cuò)的滑移，由此提高合金硬度和強(qiáng)度.而在600℃時(shí)效后可以發(fā)現(xiàn)片層間針狀α相的尺寸明顯增大，在較高的時(shí)效溫度下，析出的次生α相會(huì)聚集長(zhǎng)大，合金的強(qiáng)度和硬度會(huì)有一定下降［12－13］.

圖6 經(jīng)時(shí)效處理的Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金TEM顯微組織Fig.6 TEM images of Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloys aged at different temperatures

圖7為Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金在不同固溶溫度和不同時(shí)效溫度下的顯微硬度.由圖可知，在960℃固溶后合金的HV隨著時(shí)效溫度的升高呈上升趨勢(shì)，在時(shí)效溫度為500℃時(shí)達(dá)到峰值為374.隨著時(shí)效溫度進(jìn)一步上升，合金的硬度逐漸下降，在600℃時(shí)效后HV為304.其原因?yàn)榱今R氏體α′相在時(shí)效過程中分解出次生α相的彌散強(qiáng)化作用對(duì)硬度影響顯著，時(shí)效溫度越高，原子擴(kuò)散能力越強(qiáng)，六方馬氏體α′相分解出的次生α相也越多，硬度也就隨之增大.但是進(jìn)一步提高時(shí)效溫度，合金的硬度反而降低，其原因是此時(shí)六方馬氏體α′相分解已經(jīng)完成，次生針狀α相開始粗化，彌散強(qiáng)化效果下降.時(shí)效溫度過高時(shí)，次生α相粗化較快，接近平衡態(tài)組織，合金的硬度明顯下降.

圖7 經(jīng)時(shí)效處理的Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金的顯微硬度Fig.7 Microhardness of Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo alloy aged at different temperatures

2.3 固溶和時(shí)效處理對(duì)力學(xué)性能的影響

根據(jù)對(duì)材料熱處理后顯微組織及硬度測(cè)試結(jié)果，發(fā)現(xiàn)在960℃固溶、400～500℃時(shí)效4 h后材料具有較高的硬度，因此選取960℃固溶后400，500，600℃時(shí)效4 h這3個(gè)熱處理?xiàng)l件對(duì)材料進(jìn)行力學(xué)性能檢測(cè).

圖8為合金經(jīng)960℃固溶和不同溫度時(shí)效4 h后的拉伸強(qiáng)度和塑性對(duì)比圖.隨著時(shí)效溫度的升高，材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都有了明顯的提升，在500℃時(shí)達(dá)到了峰值.抗拉強(qiáng)度從軋態(tài)的871 MPa提升到了982 MPa，上升了約12.7%；屈服強(qiáng)度從軋態(tài)的700 MPa提升到了874 MPa，上升了約24%.但當(dāng)時(shí)效溫度上升到600℃時(shí)材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有略微下降.相反，材料的塑性隨著時(shí)效溫度的升高有了明顯的下降，在500℃時(shí)達(dá)到了谷底，延伸率由15%下降到了6.1%，斷面收縮率由30%下降到了18.6%，但當(dāng)溫度上升600℃時(shí)材料的延伸率和斷面收縮率均有提高，分別為6.9%和28%.其原因?yàn)樵?00℃時(shí)效后，六方馬氏體α′相分解轉(zhuǎn)變成細(xì)小彌散分布的針狀次生α相，兩相界面增多，位錯(cuò)不能夠輕易繞過α相，即位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)變得更加困難，引起強(qiáng)度升高.繼續(xù)升高時(shí)效溫度至600℃，次生α相長(zhǎng)大，由細(xì)小針狀長(zhǎng)大到粗大棒狀，彌散針狀次生α相的減少，合金中兩相界面面積減少，強(qiáng)化效果減弱，強(qiáng)度下降而塑性有所提升.

圖8 固溶時(shí)效處理后實(shí)驗(yàn)合金板材強(qiáng)度和塑性Fig.8 Mechanical properties at room temperature of the alloy after solutioning and aging treatment

3 結(jié) 論

（1）Ti-5Al-2Nb-2Zr-1.5Mo合金原始熱軋態(tài)組織在α+β兩相區(qū)固溶處理后，隨固溶溫度的升高，α和β相晶粒尺寸粗化，α相體積分?jǐn)?shù)減少，亞穩(wěn)β相比例增大，同時(shí)亞穩(wěn)β相分解出針狀α′馬氏體.

（2）鈦合金的硬度隨固溶溫度升高而增加.時(shí)效溫度通過影響α′相分解析出次生α相的尺寸、數(shù)量及分布方式影響合金的力學(xué)性能，經(jīng)960℃固溶，500℃時(shí)效4 h后合金的維氏硬度達(dá)到峰值374.

（3）與熱軋態(tài)相比，固溶和時(shí)效后合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均明顯提升，在960℃固溶500℃時(shí)效時(shí)達(dá)到了峰值，屈服強(qiáng)度為874 MPa，抗拉強(qiáng)度為982 MPa.時(shí)效處理后α′相分解得到彌散的次生α相和β相，顯著提高材料的強(qiáng)度，但同時(shí)降低了塑性.