韓偉松, 杜 峰, 李建鋒, 朱寶輝,2, 沈立華, 劉 意, 王 鵬

(1. 寧夏中色金航鈦業(yè)有限公司, 寧夏 石嘴山 753000;2. 西北稀有金屬材料研究院寧夏有限公司 稀有金屬特種材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 寧夏 石嘴山 753000)

Ti80G鈦合金是由寶鋼公司研發(fā)的一種近α型鈦合金,具有良好的耐蝕性、韌性和焊接性能,其名義成分為Ti-6Al-3Nb-3Zr-1Mo。相比傳統(tǒng)船用TC4合金,Ti80G合金有更強(qiáng)的拉伸性能、斷裂韌性及腐蝕抗性,所以替代TC4合金而廣泛應(yīng)用于艦船業(yè)和潛水載人艙球殼的受力部件[1-2]。

常見影響鈦合金力學(xué)性能的因素有退火溫度、退火時間、固溶溫度、固溶時間、熱處理形變等。席明哲等[3]通過改變TC17鈦合金的退火溫度(700～840 ℃),發(fā)現(xiàn)隨退火溫度的降低,材料強(qiáng)度升高,其歸因于低溫退火時等軸晶晶界強(qiáng)度較高;馬凡蛟等[4]改變Ti80合金的退火時間(1～3 h),隨退火時間的增加材料強(qiáng)度先升后降,其歸因于α相體積分?jǐn)?shù)的變化;Zhu等[5]改變TA15合金固溶處理的冷卻速度,發(fā)現(xiàn)隨固溶冷卻速度的增加,初生α相體積分?jǐn)?shù)減小,材料強(qiáng)度減小;朱寶輝等[6]對Ti6Al6V2Sn合金棒材進(jìn)行了高溫形變熱處理,發(fā)現(xiàn)高溫形變熱處理可將位錯強(qiáng)化與沉淀強(qiáng)化耦合,從而大幅提高合金的力學(xué)性能。諸多提高鈦合金力學(xué)性能的制度中,高溫形變熱處理強(qiáng)化效果最為顯著,其將塑性變形和熱影響相配合,在晶格缺陷密度較高的條件下發(fā)生相變,最終獲得高強(qiáng)度高塑性的強(qiáng)化合金。但關(guān)于高溫形變熱處理中退火前變形量對力學(xué)性能的影響很少提及,尤其是Ti80G合金。

本文以φ93 mm的Ti80G合金棒材為原料,利用徑鍛機(jī)對棒材進(jìn)行鍛造,制備不同變形量的合金棒材。通過調(diào)節(jié)鍛造變形量,獲得0%～40%鍛造變形的合金,再將不同變形量的Ti80G合金進(jìn)行900 ℃退火,探討預(yù)變形退火對Ti80G合金力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)使用一級海綿鈦為原材料,采用3 t真空自耗電弧爐經(jīng)過3次熔煉制備鑄錠,化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為5.85Al、2.7Nb、1.74Zr、0.791Mo、0.038Si,Ti余量。鑄錠規(guī)格為φ600 mm的圓柱,采用連續(xù)升溫金相法測定Ti80G合金的相變點(diǎn)為995±5 ℃[7]。

使用16MN快速液壓鍛造機(jī)將鑄錠在相變點(diǎn)以上β相區(qū)進(jìn)行兩火次開坯鍛造,然后在α+β兩相區(qū)進(jìn)行5火次墩拔鍛造(970～1150 ℃),最終得到φ120 mm的棒材。使用SXP-13徑向鍛造機(jī)將φ120 mm的棒材進(jìn)行徑鍛至φ93 mm,將其回爐加熱至再結(jié)晶溫度與相變點(diǎn)之間的溫度范圍(960 ℃),分別對φ93 mm棒材進(jìn)行0%、10%、20%、30%、40%的鍛造變形。使用具有3級精度的箱式電阻爐將所得不同變形量的棒材進(jìn)行900 ℃高溫退火1 h,空冷至室溫。

在0%～40%變形退火的Ti80G合金上D/4處取金相、拉伸和沖擊試樣。按照GB/T 5168—2020《鈦及鈦合金高低倍組織檢驗(yàn)方法》,采用Olympus GX51型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察變形退火后的顯微組織。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》、GB/T 4338—2015《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第2部分:高溫拉伸試驗(yàn)方法》,使用INSTRON 5582型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試Ti80G合金的室溫/高溫(550 ℃)拉伸性能。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》,使用JB-S300A擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)測試試樣的沖擊性能。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

不同變形量(0%～40%)Ti80G合金的顯微組織如圖1所示。未變形時α相晶界清晰且呈等軸態(tài),其中還夾雜小尺寸的等軸α相,隨鍛造變形量增加至10%,小尺寸等軸α相消失;變形量增至20%時,初生α相體積分?jǐn)?shù)明顯減小,β相中開始析出二次α相;變形量為30%時,初生α晶粒呈長條狀方向性排列;變形量達(dá)到40%時,初生α晶粒體積分?jǐn)?shù)大幅減少,此時二次α相大面積從β相中析出。未變形時小尺寸α相的存在可能由于鍛造細(xì)化組織不充分,則小尺寸晶粒未進(jìn)行合并長大;變形量達(dá)10%時,大尺寸α相被破碎,經(jīng)退火處理后均勻形核并長大,則初生α相呈均勻的等軸態(tài);變形量增至20%時,由于大變形產(chǎn)生的加工硬化導(dǎo)致位錯聚集,在大變形晶粒內(nèi)部存在儲存能[8],在動態(tài)退火回復(fù)+再結(jié)晶的過程中,初生α相相鄰晶粒由于晶粒高儲能更易克服晶界間勢壘,合并成尺寸較大的晶粒,則初生α相體積分?jǐn)?shù)減小。根據(jù)均勻形核理論[9]如公式(1)所示:

圖1 不同變形量下Ti80G合金退火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Ti80G alloy with different deformations after annealing(a) 0%; (b) 10%; (c) 20%; (d) 30%; (e) 40%

(1)

式中:r為原子半徑;ΔG為臨界形核所需能量;ΔGv為晶核體積自由能;σ為晶核表面自由能。臨界形核能量越低,二次α相越易析出,在大變形量Ti80G合金中,由于存在較大的晶粒儲存能,體積自由能ΔGv較大,則形核所需能量降低,二次α相越易析出,所以在變形量為20%時已有少量析出α相清晰可見。

變形量增至30%時,由于變形量的增加晶粒儲存能增加,導(dǎo)致初生α相晶粒繼續(xù)合并長大,對應(yīng)初生α相體積分?jǐn)?shù)減少,二次α相析出量增加,但由于變形量較大,則晶粒呈現(xiàn)出明顯的方向性排列;變形量增至40%時,由于變形量過大導(dǎo)致析出二次α相劇增,導(dǎo)致供給初生α相形核能較少,僅有少量初生α相存在。

2.2 拉伸性能

不同變形量(0%～40%)Ti80G合金的室溫/高溫拉伸曲線如圖2所示,拉伸性能見表1。室溫下,隨變形量增加,抗拉強(qiáng)度保持小幅增長,屈服強(qiáng)度幾乎不變,斷后伸長率和斷面收縮率均在20%變形時達(dá)到峰值,且繼續(xù)增加變形量,斷后伸長率和斷面收縮率均小幅下降。與室溫拉伸相比,在相同變形量時高溫抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均大幅下降,高溫?cái)嗪笊扉L率和斷面收縮率大幅增加。

表1 不同變形量下Ti80G合金退火后的室溫、高溫拉伸性能

圖2 不同變形量下Ti80G合金退火后的室溫(a)、高溫(b)拉伸性能Fig.2 Room temperature(a) and high temperature(b) tensile properties of the annealed Ti80G alloy with different deformations

隨著變形量的增加,室溫抗拉強(qiáng)度小幅增加,屈服強(qiáng)度幾乎不變的原因?yàn)?亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化和初生α相體積分?jǐn)?shù)減小及β相體積分?jǐn)?shù)增加導(dǎo)致弱化之間的協(xié)同作用。變形引起的應(yīng)變經(jīng)高溫處理后,內(nèi)部位錯轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚10],亞晶結(jié)構(gòu)強(qiáng)化導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度升高。初生α相體積分?jǐn)?shù)的減小和二次α相的析出增加了晶界的數(shù)量,脆弱的晶界使材料抵抗塑性變形和斷裂的能力減弱。α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪嗍荰i80G合金的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變,是六方結(jié)構(gòu)向立方結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變,其內(nèi)部滑移系的增加則代表材料塑性變形和斷裂的傾向增加。亞晶結(jié)構(gòu)強(qiáng)化和相轉(zhuǎn)變?nèi)趸木C合結(jié)果是室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均無明顯變化。材料斷后伸長率和斷面收縮率在20%變形量時最高的原因?yàn)樾∽冃瘟?0%～10%)下,機(jī)械加工促進(jìn)晶粒細(xì)化,此時無明顯的二次析出α相,材料的韌性增加,變形量增至20%時達(dá)到韌性峰值;當(dāng)變形量增至30%,析出α相體積分?jǐn)?shù)明顯增加,則材料內(nèi)部產(chǎn)生裂紋的擴(kuò)展能力增強(qiáng),材料的韌性減小。

與室溫拉伸相比,高溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度值均減小,原因是,高溫提供給晶格點(diǎn)位原子額外的激活能,則正常晶格點(diǎn)位原子易產(chǎn)生滑移和偏移,導(dǎo)致材料抗拉強(qiáng)度減小,宏觀表現(xiàn)為位錯易發(fā)生,相應(yīng)回彈性也較強(qiáng),塑韌性增強(qiáng)。

2.3 沖擊性能

Ti80G合金隨變形量增加的斷裂韌性如表1所示。Ti80G合金沖擊吸收能量隨變形量的增加呈先增加后減小的趨勢,在變形量為30%時達(dá)到最高值。初生α相有阻礙沖擊裂紋萌生的能力[11],且二次析出α相含量越高,相應(yīng)的沖擊性能也越強(qiáng)[12],結(jié)合圖1(d,e),變形量為30%～40%時材料的初生α相體積分?jǐn)?shù)明顯衰減,二次析出α相大幅增加,則在30%變形時沖擊吸收能量不再增加,且達(dá)到最大轉(zhuǎn)變點(diǎn)。

3 結(jié)論

1)隨變形量增加,900 ℃退火后Ti80G合金組織初生α相體積分?jǐn)?shù)減小,析出α相持續(xù)增加。

2)隨冷變形量增加,Ti80G合金的室溫、高溫強(qiáng)度整體上增加;變形量為20%時,斷后伸長率和斷面收縮率達(dá)到峰值,隨后小幅減小。變形量為30%時,沖擊吸收能量達(dá)到最大。

3)變形量為30%時,Ti80G合金的綜合力學(xué)性能最好,此時室溫/高溫抗拉強(qiáng)度分別為901.0、565.0 MPa;室溫/高溫屈服強(qiáng)度分別為792.5、482.0 MPa;室溫/高溫?cái)嗪笊扉L率分別為17.25%、22.00%;室溫/高溫?cái)嗝媸湛s率分別為45.0%、69.0%;沖擊吸收能量為100.60 J。