尹艷超，李龍騰，呂逸帆，孫志杰，余 巍，蔣 鵬

（中國船舶集團(tuán)有限公司第七二五研究所,河南 洛陽 471023）

0 引言

近年全球深海與極地區(qū)域的科學(xué)探索活動日益活躍，對高性能海洋裝備及海洋結(jié)構(gòu)材料的需求愈發(fā)緊迫。鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐海水腐蝕及海洋大氣腐蝕、無磁、可焊可加工性好等優(yōu)良的綜合性能，在船舶與海洋工程領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1-3]。強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性是船用鈦合金材料的重要性能指標(biāo)，鈦合金結(jié)構(gòu)的高度復(fù)雜性和海洋極端環(huán)境對鈦合金材料的強(qiáng)度-塑性-韌性綜合性能的調(diào)控與匹配提出了更高的要求。近α 型Ti75 合金的名義化學(xué)成分為Ti-3Al-2Mo-2Zr，具有中強(qiáng)、高韌、耐蝕、可焊、加工性能好的特點，在船舶、石油、化工等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[4-5]。

隨著海洋工程領(lǐng)域用鈦合金結(jié)構(gòu)損傷容限設(shè)計理念的發(fā)展以及船用鈦合金材料評價體系和指標(biāo)體系的不斷完善[6-7]，鈦合金材料強(qiáng)度、塑性、韌性的綜合匹配和提升顯得愈加重要。船用鈦合金結(jié)構(gòu)對塑性和韌性裕度的要求較航空領(lǐng)域高，且結(jié)構(gòu)形式越復(fù)雜、服役工況越惡劣，塑性、韌性的指標(biāo)就越高。船用鈦合金結(jié)構(gòu)件多采用冷熱成形+焊接的方式進(jìn)行集成建造，制造環(huán)節(jié)中常涉及去應(yīng)力退火、熱定形、局部熱處理、焊接等工藝。溫度、冷卻速率是通過熱處理調(diào)控鈦合金材料組織微觀結(jié)構(gòu)，進(jìn)而影響其使役性能的重要參數(shù)，故加工制造環(huán)節(jié)引入的熱源可能對原材料的性能產(chǎn)生不利影響，進(jìn)而對船舶與海洋工程領(lǐng)域鈦合金結(jié)構(gòu)的服役安全性造成威脅。近年來學(xué)者多關(guān)注Ti75 合金的塑性變形[8-9]、焊接工藝[10]、板材和管材制備技術(shù)[11]，關(guān)于Ti75 合金鍛件性能的熱處理調(diào)控以及后處理對其力學(xué)性能的影響的公開報道較少，因此很有必要開展后處理對Ti75 合金鍛件的顯微組織和力學(xué)性能的影響研究。

筆者選用退火態(tài)Ti75 合金鍛件，在750～950 ℃溫區(qū)保溫，采用空冷和爐冷兩種冷卻方式對其進(jìn)行后處理，獲得了其顯微組織演變和力學(xué)性能變化規(guī)律，探究了后續(xù)熱處理工藝對退火態(tài)Ti75 合金的顯微組織和力學(xué)性能的內(nèi)在影響機(jī)制，為該合金強(qiáng)度、塑性、沖擊韌性的綜合匹配及其在海洋工程領(lǐng)域的安全應(yīng)用提供了數(shù)據(jù)支撐和理論基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為2 次真空電弧熔煉制備的鑄錠，經(jīng)β 相變點以上開坯，在兩相區(qū)經(jīng)多火次鍛造，并采用935 ℃/4.5 h/AC 進(jìn)行退火處理，獲得退火態(tài)Ti75 合金鍛件（記為HTA）。采用METTLER 公司TGA/DSC1同步熱分析儀測得該合金的β 轉(zhuǎn)變溫度為975 ℃?；瘜W(xué)成分如表1 所示，材料顯微組織如圖1 所示，主要由等軸α 相和β 相轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成。采用線切割的方式從Ti75 合金鍛件上切取尺寸為25 mm×40 mm×80 mm 熱處理試塊，按照表2 進(jìn)行后續(xù)熱處理。對不同工藝熱處理后Ti75 材料進(jìn)行顯微組織取樣，采用 ZEISS Observer Z1.M 金相顯微鏡和Quanta650掃描電子顯微鏡（SEM）分析顯微組織結(jié)構(gòu)。從熱處理后試塊上進(jìn)行拉伸、沖擊樣坯取樣并加工。參照GB/T 228.1–2010《金屬材料 拉伸試驗 第1 部分：室溫試驗方法》，采用標(biāo)距段尺寸為?5 mm×25 mm 的拉伸試樣在室溫下進(jìn)行拉伸試驗。參照GB/T 229–2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，采用10 mm×10 mm×55 mm V 型缺口沖擊試樣在室溫下進(jìn)行沖擊試驗。

圖1 退火態(tài)Ti75 合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of as annealed Ti75 alloy

表1 Ti75 合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Ti75 alloy ingot %

表2 Ti75 合金后處理工藝Table 2 Post heat treatment process used for as annealed Ti75 alloy

2 結(jié)果與討論

2.1 后處理溫度和冷卻速率對組織的影響

圖2、3 為退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同溫度處理后空冷的顯微組織。采用ImageJ 軟件對光學(xué)金相組織中等軸α 相的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計，結(jié)果如圖4 所示。750 ℃溫度較低，α 相向β 相轉(zhuǎn)變動力不足，顯微組織由等軸α 相和β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，見圖3(a)，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)約為55%。溫度升至800 ℃，片層α 相厚度增至最大約為1.0 μm，長寬比降低，如圖3(b)。850 ℃保溫處理時，大量較小的片層α 相溶解，發(fā)生α 相→β 相轉(zhuǎn)變，在隨后的空冷過程中高溫β 相析出細(xì)小α 相。尺寸較大的片層α 相則因轉(zhuǎn)變動力不足無法發(fā)生相變而保留下來[12]，并有所長大。冷卻至室溫后，β 基體上分布有大量的細(xì)小α 相與少量長寬比較小的粗大片層α 相，如圖3(c)所示。900～950 ℃時，進(jìn)入α+β 兩相區(qū)，α 相向β相轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力足夠大，原始β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)的片層α 相完全溶解，等軸α 相部分溶解且晶粒尺寸減小，如圖2(d）～（f)。隨著后處理溫度不斷接近β 轉(zhuǎn)變溫度，等軸α 相溶解的驅(qū)動力增大，其體積分?jǐn)?shù)隨著后處理溫度的升高而逐漸降低至45%；β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)、α 集束尺寸則逐漸增大，且未發(fā)現(xiàn)與圖3(c)類似的粗大片層α 相。在該溫度區(qū)間，片層α 相的厚度隨后處理溫度升高而逐漸增大，如圖3(d)～(f)所示，但由于試驗用熱處理試塊尺寸遠(yuǎn)小于原大規(guī)格鍛件，冷卻速率較快，故片層α 相厚度仍小于退火態(tài)。

圖2 退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同溫度處理后空冷的金相照片F(xiàn)ig.2 Microstructure of as annealed Ti75 alloy after annealing at different temperatures and air cooling

圖3 退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同溫度處理后空冷的SEM 形貌Fig.3 SEM images of as annealed Ti75 alloy after annealing at different temperatures and air cooling

圖4 退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同工藝處理后組織中等軸α 相的體積分?jǐn)?shù)Fig.4 Volume fraction of equiaxed α phase of as annealed Ti75 alloy after different post heat treatments

片層α 相的形態(tài)、尺寸與元素再分配效應(yīng)和過冷度密切相關(guān)[13]。750～800 ℃，α 相向β 相轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力不足，β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)部的片層α 相隨溫度的升高而逐漸長大。溫度進(jìn)一步升高，片層α 相開始溶解。由于原始材料在相變過程中發(fā)生元素擴(kuò)散，產(chǎn)生元素再分配現(xiàn)象，后析出的片層α 相中α 穩(wěn)定元素含量較低，故溶解的順序與原始組織形成過程相反[14]?？绽溥^程中高溫β 相轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢应?相的阻力主要來自α 相與基體間形成界面而增加的界面能，以及α 相與β 相比容不同引起的體積應(yīng)變能。應(yīng)變能、界面能與相形態(tài)具有一定關(guān)系，片層狀α 相應(yīng)變能最小、針狀次之、球形應(yīng)變能最大，界面能卻按上述次序遞減[15]。高溫β 相→α 相時，應(yīng)變能為主要控制因素。850 ℃保溫時，α 穩(wěn)定元素含量較低、穩(wěn)定性較低的片層α 相優(yōu)先溶解，轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅?相。冷卻時，α 穩(wěn)定元素含量較低的高溫β 相轉(zhuǎn)變?yōu)槭覝胤€(wěn)定α 相的過冷度大，驅(qū)動力較大，根據(jù)最小自由能原理，其轉(zhuǎn)變的片層α 相最為細(xì)小。900～950 ℃時，隨著溫度升高，高溫β 相中α 穩(wěn)定元素含量升高，相對過冷度降低，片層α 相尺寸有所增大。

圖5、6 為退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同溫度處理后爐冷的顯微組織。由結(jié)果可知，750～850 ℃時，隨著溫度升高，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)無明顯變化，約為59%，如圖5(a)～(c)；片層α 相的厚度逐漸增至1.3 μm，極少處可達(dá)約3.9 μm，長寬比逐漸降低，如圖6(a)～(c)。900 ℃時，β 轉(zhuǎn)變組織中同時分布有較為細(xì)小的α 相和粗大片層α 相，如圖6(d)，其形成機(jī)制與850 ℃空冷時相同。925 ℃時，等軸α 相溶解明顯，體積分?jǐn)?shù)降至55%；片層α 相厚度約為3.0 μm，最大處可達(dá)約7.8 μm，長寬比較小，如圖(e)。隨著溫度升至950 ℃，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降至約40%，片層α 相形態(tài)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻睿踔林饾u球化，長寬比進(jìn)一步降低，如圖6(f)。與空冷后的顯微組織對比可知，爐冷后的片層α 相厚度相對較大。此外，750～925 ℃區(qū)間后處理并爐冷的Ti75 合金中等軸α 相體積分?jǐn)?shù)高于空冷，這是因為爐冷的冷卻速率低，小尺寸片層α 相有足夠的時間融入與其毗鄰的等軸α 相和粗大片層α 相。950 ℃高溫后處理時，等軸α 相反而有足夠的時間溶解，故體積分?jǐn)?shù)較空冷低。

圖6 退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同溫度處理后爐冷的SEM 形貌Fig.6 SEM images of as annealed Ti75 alloy after annealing at different temperatures and furnace cooling

2.2 后處理溫度和冷卻速率對拉伸性能的影響

不同工藝處理后Ti75 合金的拉伸性能如圖7所示。由結(jié)果可知，空冷時，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨著后處理溫度的升高而逐漸降低，在850 ℃稍有增加后又逐漸降低。兩相鈦合金的強(qiáng)度與等軸α 相體積分?jǐn)?shù)、α 集束尺寸、片層α 相尺寸等顯微組織參數(shù)密切相關(guān)。750～800 ℃時，片層α 相厚度增大促使內(nèi)部位錯滑移，α/β 相界面減少使界面強(qiáng)化效應(yīng)降低。此外，α 集束尺寸長大，增大了位錯有效滑移距離[16]，故強(qiáng)度稍有降低。850 ℃時，β 轉(zhuǎn)變組織中數(shù)量較少的粗大片層α 相可發(fā)生塑性變形，但數(shù)量較多的細(xì)小α 相內(nèi)部滑移開動難度增大，難以發(fā)生塑性變形，同時界面強(qiáng)化效應(yīng)增加[17]，綜合作用下強(qiáng)度升高。900～950 ℃時，無細(xì)小α 相產(chǎn)生，等軸α相體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，同時α 集束尺寸逐漸增大，提高了位錯有效滑移距離[18]，強(qiáng)度降低。爐冷時，Ti75 合金強(qiáng)度變化規(guī)律與空冷基本相同，強(qiáng)度升高對應(yīng)的后處理溫度為900 ℃，此時顯微組織結(jié)構(gòu)與850 ℃空冷時相似，β 轉(zhuǎn)變基體上分布有兩種形態(tài)的片層α 相，其中細(xì)小α 相難以發(fā)生塑性變形，引起強(qiáng)度升高[17]。與空冷相比，相同后處理溫度爐冷下Ti75 合金組織中的片層α 相厚度較大，甚至球化，相內(nèi)部位錯易于開動滑移，利于塑性變形，故爐冷Ti75 合金屈服強(qiáng)度低于空冷。

圖7 退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同工藝處理后的拉伸性能Fig.7 Tensile properties of as annealed Ti75 alloy after different post heat treatments

等軸α 相內(nèi)部的位錯增值和運動易于發(fā)生，變形能力很快分散到臨近的晶粒中，協(xié)調(diào)變形能力好[19]，抵抗裂紋萌生的能力較片層組織強(qiáng)。β 轉(zhuǎn)變組織中的α 集束阻礙了滑移的進(jìn)行，部分類型位錯難以穿過α/β 相界面[20]，在相界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中，易導(dǎo)致開裂。750～850 ℃空冷時，等軸α 體積分?jǐn)?shù)無明顯變化，延伸率受片層α 相形態(tài)影響。800 ℃時片層α 相厚度增大，塑性增強(qiáng)，850 ℃時大量細(xì)小α 相難以變形[17]，塑性降低。900 ℃時，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)降低7%，導(dǎo)致延伸率降低。925 ℃時，α集束尺寸增大，提高了位錯有效滑移距離，延伸率升高[16]。950 ℃時，α 集束尺寸雖有增大，但等軸α 體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降低，造成延伸率稍有下降。爐冷時，延伸率變化規(guī)律與空冷稍有不同。750～900 ℃，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)無明顯變化，延伸率較為穩(wěn)定。925 ℃時，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)較900 ℃降低4%，但次生α相厚度較900 ℃增大較多，綜合作用下，延伸率升高。950 ℃時，次生α 相長寬比進(jìn)一步降低，甚至球化，有利于塑性增加，但等軸α 相體積分?jǐn)?shù)驟降15%，造成延伸率下降。

2.3 后處理溫度和冷卻速率對沖擊韌性的影響

不同工藝處理后Ti75 合金的沖擊性能如圖8所示。由結(jié)果可知，沖擊韌性在低溫區(qū)無明顯變化，后隨著后處理溫度的升高而逐漸增大。沖擊試樣的斷裂主要吸收三部分能量，即裂紋形成、亞臨界擴(kuò)展和斷裂能[21]。對于兩相鈦合金，等軸α 相體積分?jǐn)?shù)、β 轉(zhuǎn)變組織相關(guān)參數(shù)對沖擊韌性均有一定影響[22-23]。由于晶體取向不同，α 集束與等軸α 相或者集束與集束交叉點易于產(chǎn)生應(yīng)力集中而發(fā)生開裂。等軸α 相體積分?jǐn)?shù)較高時，裂紋可穿過等軸α 相，裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度較低，不利于提高裂紋擴(kuò)展功[24]。此外，裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度也受α 集束尺寸和片層α 相厚度的影響[25]。片層α 相厚度增大、長寬比降低有利于提高β 轉(zhuǎn)變組織的協(xié)調(diào)變形能力，減少應(yīng)力集中，提高了開裂閾值。當(dāng)片層α 相厚度增加到一定尺寸，對裂紋有阻擋作用，可促使裂紋改變擴(kuò)展方向，使擴(kuò)展路徑更加曲折[26]，進(jìn)而提高材料的擴(kuò)展功。

圖8 退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)不同工藝處理后的沖擊性能Fig.8 Impact toughness of as annealed Ti75 alloy after different post heat treatments

750～850 ℃后處理空冷時，Ti75 合金的β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)較低約為45%，只有極少量片層α相厚度達(dá)到約為1.3 μm，阻擋裂紋擴(kuò)展能力有限[25]，裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度不高，對沖擊韌性提高貢獻(xiàn)較小，沖擊韌性在32～33 J 波動。900～950 ℃時，β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)、α 團(tuán)束尺寸、片層α 相形態(tài)共同決定沖擊韌性[27-28]。900 ℃時，β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)增至52%，沖擊韌性升高；925 ℃時，β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)無明顯變化，但α 集束尺寸、片層α 相厚度長大，沖擊韌性增至51 J；95 ℃時，β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)增幅較小，另片層α 相的長寬比增大較多，不利于其協(xié)調(diào)變形能力[27]，綜合作用下沖擊韌性無明顯變化。750～900 ℃后處理爐冷時，Ti75 合金的β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)約為41%，其沖擊韌性主要由片層α 相形態(tài)決定[25]。850 ℃時大部分片層α 相厚度約為1.3 μm，少量可達(dá)3.9 μm，有利于沖擊韌性提高。925～950 ℃時，沖擊韌性由β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)和片層α 相形態(tài)共同決定[29]。此時片層α 相厚度增大，甚至球化，同時β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)升高至60%，有利于裂紋擴(kuò)展功的提高，沖擊韌性進(jìn)一步增大至56 J。750～800 ℃溫區(qū)進(jìn)行后處理時，空冷后的沖擊韌性高于爐冷；850～950 ℃后處理時，空冷后的沖擊韌性反而低于溫爐冷。這主要是因為750～800 ℃區(qū)間內(nèi)空冷和爐冷后的片層α 相厚度均在0.2～1.0 μm 左右，但空冷后β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)高于爐冷，更加有利于沖擊韌性的提高；850～950 ℃后處理時，片層α 相的厚度增大、長寬比降低較多，對沖擊韌性的影響起決定性作用。

3 結(jié)論

1）后處理溫度較低時，等軸α 相的體積分?jǐn)?shù)無明顯變化；當(dāng)溫度升至足夠高時，等軸α 相開始溶解，其體積分?jǐn)?shù)隨著溫度的升高逐漸降低。β 轉(zhuǎn)變組織的體積分?jǐn)?shù)變化規(guī)律與等軸α 相相反。

2）退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)750～950 ℃后處理并空冷后的強(qiáng)度、沖擊韌性變化趨勢與爐冷基本相同。屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度隨著后處理溫度的升高呈現(xiàn)先降低后升高又降低的趨勢，強(qiáng)度升高的主要原因是β 轉(zhuǎn)變組織中數(shù)量較多的細(xì)小α 相難以變形；沖擊韌性則隨著后處理溫度的升高呈升高趨勢。

3）退火態(tài)Ti75 合金經(jīng)相同溫度處理后空冷的強(qiáng)度高于爐冷。在750～800 ℃低溫區(qū)，空冷后的沖擊韌性高于爐冷，850～950 ℃高溫區(qū)則呈現(xiàn)相反的規(guī)律。