譚 皎， 張伯巖， 朱文光， 孫巧艷

(西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 陜西 西安 710049)

亞穩(wěn)β鈦合金由于具有高比強(qiáng)度、良好的強(qiáng)韌性匹配和耐腐蝕性能等特點(diǎn)，被認(rèn)為是一種非常有潛力的結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、國(guó)防軍工以及能源化工等領(lǐng)域有重要應(yīng)用[1]。典型亞穩(wěn)β鈦合金的強(qiáng)度與塑性強(qiáng)烈依賴于微觀組織，其主要通過(guò)固溶處理后的β相在較低溫度時(shí)效處理過(guò)程中析出大量彌散且細(xì)小的次生α相(αs)以達(dá)到高強(qiáng)度[2]，分析認(rèn)為αs/β相界面對(duì)位錯(cuò)的阻礙是β鈦合金強(qiáng)化的根本原因[3-5]。

航空工業(yè)的發(fā)展對(duì)下一代鈦合金提出了更高的性能要求，即具有更高比強(qiáng)度的同時(shí)具備良好的塑性[6]。β鈦合金在β相區(qū)固溶后經(jīng)過(guò)低溫時(shí)效處理，析出細(xì)小的α相使β鈦合金具有更高的強(qiáng)度，但隨之而來(lái)的是較低的塑性。為了更好地挖掘鈦合金強(qiáng)度、塑性匹配的潛力，研究人員對(duì)β相區(qū)固溶工藝和時(shí)效工藝展開(kāi)了一系列的研究[7-8]。Chen等[9]對(duì)Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe新型β高強(qiáng)鈦合金進(jìn)行800 ℃×1 h 固溶+440 ℃×8 h時(shí)效處理，獲得了1637 MPa的屈服強(qiáng)度和5.6%的伸長(zhǎng)率。Du等[10]在對(duì)Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe新型β高強(qiáng)鈦合金時(shí)效過(guò)程析出αs相的研究中，發(fā)現(xiàn)其尺寸和體積分?jǐn)?shù)強(qiáng)烈影響合金的性能，當(dāng)合金在440 ℃時(shí)效時(shí)，與在高溫下時(shí)效相比具有最高的體積分?jǐn)?shù)和最小的αs尺寸，屈服強(qiáng)度均超過(guò)1600 MPa，總伸長(zhǎng)率約為7%。以上研究說(shuō)明高強(qiáng)鈦合金的強(qiáng)度與塑性強(qiáng)烈依賴于時(shí)效溫度。

亞穩(wěn)β鈦合金可通過(guò)STA工藝(在β單相區(qū)固溶，隨后在α+β兩相區(qū)時(shí)效)得到片層組織[11]。比起雙態(tài)組織，片層組織的界面對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用有利于實(shí)現(xiàn)合金的高強(qiáng)度[12]。此外，研究人員通過(guò)低溫時(shí)效產(chǎn)生的等溫ω相也可以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度，但塑性較差[13]。綜合比較，通過(guò)調(diào)整αs相的尺度可以獲得良好的塑性和高強(qiáng)度匹配。結(jié)合前人的研究結(jié)果可知，固溶和時(shí)效工藝是一種調(diào)整亞穩(wěn)β鈦合金微觀組織的有效手段，適合工業(yè)化應(yīng)用，實(shí)現(xiàn)對(duì)鈦合金力學(xué)性能的調(diào)控[14-15]。

Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金是本課題組通過(guò)臨界Mo當(dāng)量法并基于第一性原理計(jì)算和電子理論設(shè)計(jì)的一種新型亞穩(wěn)β鈦合金，有望用于航空領(lǐng)域的高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)件。通過(guò)調(diào)整α相的多尺度分布，可實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度1534～1198 MPa)和塑性(伸長(zhǎng)率7.0%～20.9%)的良好組合[16]。對(duì)于高強(qiáng)亞穩(wěn)β鈦合金，一般來(lái)講，時(shí)效溫度升高，析出的αs尺寸增加，合金由低溫時(shí)效的脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷貢r(shí)效的韌性斷裂[17-18]。鈦合金變形和斷裂方式隨時(shí)效溫度變化的根源在于微觀組織結(jié)構(gòu)的變化。對(duì)于β相區(qū)固溶處理的鈦合金，相關(guān)研究確定了試樣在拉伸變形中由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂所對(duì)應(yīng)的時(shí)效溫度[19-21]，但是對(duì)應(yīng)的微觀組織特征尚未明確，且缺少對(duì)微觀組織與滑移特性關(guān)聯(lián)的闡述。本文主要研究Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金經(jīng)過(guò)β單相區(qū)固溶處理和不同溫度時(shí)效處理的組織及室溫力學(xué)性能，分析時(shí)效溫度對(duì)析出αs相尺寸的影響規(guī)律，揭示合金在拉伸載荷下的變形與斷裂機(jī)制以及從韌性斷裂到脆性斷裂轉(zhuǎn)變對(duì)應(yīng)的組織特征及其主導(dǎo)因素，研究結(jié)果有助于理解高強(qiáng)β鈦合金的變形與損傷機(jī)制，微觀組織特征與滑移特性的內(nèi)在聯(lián)系，為鈦合金組織與性能的優(yōu)化設(shè)計(jì)提供支持。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金經(jīng)過(guò)3次真空自耗電極熔煉和α+β兩相區(qū)鍛造，其化學(xué)成分如表1所示，原始組織形貌如圖1所示。經(jīng)金相法測(cè)試，其α→β轉(zhuǎn)變溫度為(850±10) ℃。

表1 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 鍛態(tài)Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金微觀組織

采用SX2-5-12TP熱處理爐進(jìn)行固溶+時(shí)效處理，具體工藝如表2所示。參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，在Instron 1341材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸測(cè)試，拉伸試樣如圖2所示，夾頭移動(dòng)速率為1 mm/min。采用HVS-50Z/LCD數(shù)字式轉(zhuǎn)塔維氏硬度儀進(jìn)行硬度測(cè)試，施加載荷為10 kg，保載時(shí)間為 15 s，同一試樣至少測(cè)定15個(gè) 點(diǎn)并取平均值。使用Hitachi SU6600掃描電鏡對(duì)微觀組織和斷口形貌進(jìn)行觀察。使用JEM-200 F透射電鏡對(duì)次生α相(αs)的形態(tài)和元素分布進(jìn)行表征。

圖2 板狀拉伸試樣示意圖(厚度為3 mm)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 時(shí)效溫度對(duì)微觀組織的影響

2.1.1 時(shí)效溫度對(duì)次生α相尺寸形態(tài)的影響

圖3為Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金經(jīng)過(guò)表2所示β單相區(qū)固溶處理后，在540～620 ℃時(shí)效6 h的微觀組織形貌?？梢钥闯?，無(wú)論時(shí)效溫度高低，β單相區(qū)固溶時(shí)效后的微觀組織均由層片狀αs相和β基體組成，且析出的片層αs相相互交錯(cuò)，呈三角形分布形貌，這與其他亞穩(wěn)β鈦合金相似[22-23]。當(dāng)時(shí)效溫度為540 ℃時(shí)，形核驅(qū)動(dòng)力大，αs相的形核速率高而長(zhǎng)大速率小，形成了高密度的細(xì)小析出相。隨著時(shí)效溫度的升高，析出αs相片層粗化，厚度明顯增加，長(zhǎng)度略有增加。通過(guò)對(duì)540～620 ℃時(shí)效后αs相片層的長(zhǎng)寬比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)(如圖3(f))，可以得出αs相的尺寸變化規(guī)律為：隨著時(shí)效溫度升高，αs相厚度不斷增加，長(zhǎng)寬比降低。其中αs相的平均寬度從540 ℃時(shí)效后的0.030 μm增加到620 ℃時(shí)效后的0.142 μm，αs相的長(zhǎng)寬比從540 ℃時(shí)效后的6.64降低至620 ℃時(shí)效的4.13。

表2 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的固溶時(shí)效處理工藝

圖3 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時(shí)效后的微觀組織形貌

2.1.2 時(shí)效溫度對(duì)α、β相元素分布的影響

選取540 ℃和620 ℃時(shí)效組織進(jìn)行TEM表征及元素能譜分析，結(jié)果如圖4所示。由圖4(a, b)可以看出，析出的片狀αs相內(nèi)部有亞結(jié)構(gòu)。由圖4(c, d)可以看出，在α、β相中存在明顯的α、β穩(wěn)定元素的再分配。Mo和Cr元素在β相中富集，其中時(shí)效溫度為620 ℃時(shí)，Mo元素在β相中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)28%，Al元素和Zr元素在α相中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)略高于β相。另外，隨著時(shí)效溫度升高，元素的擴(kuò)散更加充分，α、β相中元素含量波動(dòng)更小。表3為540、620 ℃時(shí)效后α、β兩相中合金元素的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)，可見(jiàn)通過(guò)時(shí)效熱處理，合金元素在α、β兩相中的再分配，對(duì)α和β兩相產(chǎn)生了不同程度的固溶強(qiáng)化效果，這也是合金強(qiáng)化的一個(gè)重要因素。

表3 不同溫度時(shí)效后Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金α、β兩相中合金元素的平均質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)

圖4 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時(shí)效后的TEM組織(a,b)和元素分布(c,d)

2.2 時(shí)效溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響

2.2.1 時(shí)效溫度對(duì)硬度的影響

圖5為Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在880 ℃固溶、不同溫度時(shí)效后的硬度。可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的硬度降低，從540 ℃時(shí)效后的434.3 HV10降低至620 ℃時(shí)效后的369.3 HV10。線性擬合結(jié)果顯示硬度(H)與時(shí)效溫度(T)的關(guān)系為H=-0.7688T+847.9，相關(guān)系數(shù)R2=0.979，表明在540～620 ℃區(qū)間內(nèi)，溫度每升高20 ℃，顯微硬度下降15.4 HV10左右。

圖5 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時(shí)效后的硬度

2.2.2 時(shí)效溫度對(duì)合金強(qiáng)度與塑性的影響

圖6是Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在880 ℃固溶、不同溫度時(shí)效后的力學(xué)性能。由圖6(a)可以看出，時(shí)效溫度為540 ℃時(shí)的強(qiáng)度最高而伸長(zhǎng)率最低，時(shí)效溫度為620 ℃時(shí)的強(qiáng)度最低而伸長(zhǎng)率最高。由圖6(b)可以看出，合金的抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效溫度升高，由1423 MPa 降低至1153 MPa，其在時(shí)效溫度從580 ℃升高至600 ℃時(shí)的變化最為明顯。屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度保持同樣的規(guī)律，隨時(shí)效溫度升高，屈服強(qiáng)度由1353 MPa降低至1074 MPa。由圖6(c)可以看出，伸長(zhǎng)率隨時(shí)效溫度升高由2.5 %升高至11.4 %，其中時(shí)效溫度從580 ℃升高至600 ℃時(shí)伸長(zhǎng)率得到了較大的提升。由于工程零件設(shè)計(jì)對(duì)材料的斷后伸長(zhǎng)率要求不低于6%，本文以此作為臨界值，確定合金中αs的尺寸，當(dāng)伸長(zhǎng)率為6%時(shí)對(duì)應(yīng)的時(shí)效析出αs相的寬度大約在0.1 μm左右。由2.1節(jié)可知，升高時(shí)效溫度后αs的寬度明顯增加，長(zhǎng)寬比降低，粗片層的αs相使位錯(cuò)的滑移自由程增加，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力降低，有利于提高合金的伸長(zhǎng)率[12]。

圖6 Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在不同溫度時(shí)效后的力學(xué)性能

2.3 斷裂機(jī)理分析

2.3.1 斷口及裂紋萌生擴(kuò)展

圖7(a～e)為Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金在880 ℃固溶、不同溫度時(shí)效后的拉伸斷口形貌?？梢?jiàn)合金在單相區(qū)固溶+時(shí)效后的斷口均為典型的冰糖狀花樣，并且存在大量的二次裂紋(如白色箭頭所示)。當(dāng)時(shí)效溫度為540 ℃時(shí)，在較高倍數(shù)下觀察斷口可發(fā)現(xiàn)大量平整的刻面，為脆性斷裂，結(jié)合大量二次裂紋的分布確定為沿晶斷裂特征；同時(shí)少量刻面存在韌窩，韌窩尺寸較大且較淺，說(shuō)明Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的斷裂模式以沿晶斷裂為主，斷裂機(jī)制如圖7(f1)所示。當(dāng)時(shí)效溫度升高至560 ℃和580 ℃時(shí)，斷口仍以脆性斷裂為主，刻面平整。當(dāng)時(shí)效溫度升高至600 ℃以上時(shí)，斷口的韌窩特征明顯增多，呈現(xiàn)出了較好的塑性，表明在拉伸過(guò)程中αs相發(fā)生劇烈塑性變形，宏觀表現(xiàn)為存在大量的韌窩，斷裂機(jī)理如圖7(f3)所示。圖7(f2)為不同時(shí)效溫度下的晶粒尺寸和斷口刻面占比，發(fā)現(xiàn)晶粒尺寸與刻面尺寸相近。同時(shí)對(duì)平整的“鏡面”型刻面的占比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)隨著時(shí)效溫度升高，“鏡面”型刻面占比逐漸減少，韌窩型斷口特征占比逐漸增多，經(jīng)620 ℃時(shí)效合金試樣斷口以韌性斷裂為主，斷口由大量韌窩組成，伸長(zhǎng)率達(dá)到11.4%。

圖8為不同時(shí)效溫度下斷口附近微裂紋特點(diǎn)，拉伸過(guò)程中微裂紋分布于晶界處，表明單相區(qū)固溶+時(shí)效后的組織在拉伸變形過(guò)程中裂紋很容易在沿晶α相中形成和擴(kuò)展。對(duì)于Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的β單相區(qū)固溶處理，試樣在拉伸載荷下的斷裂方式由低溫時(shí)效的脆性斷裂逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷貢r(shí)效的韌性斷裂，這與隨著時(shí)效溫度升高，合金的伸長(zhǎng)率逐漸增加的規(guī)律吻合。

2.3.2 拉伸變形后組織的觀察與表征

選取540 ℃和620 ℃時(shí)效并拉伸后的組織進(jìn)行TEM表征，如圖9所示。由圖9(a, b)可以看出，540 ℃ 時(shí)效并拉伸后的組織中αs相尺寸較小，厚度為28～103 nm，其襯度較亮，而β相基體中存在較多位錯(cuò)，說(shuō)明在αs相中并未發(fā)生大量位錯(cuò)滑移。由圖9(c, d)可以看出，620 ℃時(shí)效并拉伸后的組織中αs相尺寸較大，厚度為101～480 nm，粗大的αs相中存在高密度的位錯(cuò)，進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)在β相中也存在較多位錯(cuò)，而且局部有纏結(jié)。此外，還可以觀察到在析出的αs相內(nèi)部存在一些細(xì)微的薄片，兩種方向的片層存在固定的夾角，前期研究[18]已經(jīng)證實(shí)該細(xì)片是FCC結(jié)構(gòu)的相，這種大量存在的納米級(jí)FCC相提供了額外的界面，對(duì)提高材料強(qiáng)度有一定的貢獻(xiàn)。

Hall-Petch關(guān)系表明強(qiáng)度隨晶粒尺寸的減少而增大，晶粒越小，其強(qiáng)度越高。相關(guān)文獻(xiàn)指出[6,24-25]，在亞穩(wěn)β鈦合金中αs相強(qiáng)化的本質(zhì)是相界面強(qiáng)化，大量αs/β相界面有效阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。αs/β相界面阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的臨界應(yīng)力τc與片層厚度λ的關(guān)系為[12]：

(1)

式中：G為剪切模量，b為伯氏矢量，τ*為材料常數(shù)，v為泊松比，k0為材料常數(shù)。式(1)表明αs相對(duì)合金的強(qiáng)化作用與其片層厚度的平方根成反比。一方面，析出αs相的片層厚度減小，使位錯(cuò)滑移的阻力增加，合金的強(qiáng)度增加；另一方面，析出αs相的片層尺寸減小使α、β相尺寸均減小，位錯(cuò)自由程減小，不利于位錯(cuò)增值[26-27]。以上綜合效應(yīng)導(dǎo)致合金時(shí)效后的析出αs相過(guò)于細(xì)小時(shí)會(huì)降低塑性。根據(jù)圖6(c)統(tǒng)計(jì)結(jié)果，當(dāng)時(shí)效溫度為600、620 ℃時(shí)，析出的片層狀αs相的厚度大于0.1 μm，αs與β相能夠啟動(dòng)足夠的位錯(cuò)滑移使亞穩(wěn)β合金表現(xiàn)出較好的塑性(斷后伸長(zhǎng)率≥6%)。時(shí)效溫度為600 ℃時(shí)，硬度達(dá)到387 HV10，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1182 MPa，伸長(zhǎng)率為8.5%，合金具有良好的強(qiáng)塑性匹配。

3 結(jié)論

1) 隨時(shí)效溫度升高，Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金中的析出αs相片層的厚度增加，長(zhǎng)寬比有所降低。能譜測(cè)試結(jié)果表明時(shí)效過(guò)程中α、β相中各自存在元素?cái)U(kuò)散和再分配。

2) 隨時(shí)效溫度升高，Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的屈服強(qiáng)度由1353 MPa降低至1074 MPa，伸長(zhǎng)率由2.5% 升高至11.4%。當(dāng)時(shí)效析出層狀αs相的厚度大于0.1 μm，合金的斷后伸長(zhǎng)率≥6%。當(dāng)時(shí)效溫度為600 ℃時(shí)，硬度為387 HV10，抗拉強(qiáng)度為1182 MPa，伸長(zhǎng)率為8.5%，合金具有良好的強(qiáng)塑性匹配。

3) 當(dāng)時(shí)效溫度較低時(shí)，Ti-5Al-4Zr-10Mo-3Cr合金的拉伸斷口以沿晶斷裂為主，隨著時(shí)效溫度升高，韌窩型斷口特征的面積分?jǐn)?shù)提高，斷裂方式由沿晶斷裂為主的脆性斷裂逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩為主的韌性斷裂。