1、 前 言

钛及钛合金具有高比强度、 抗侵蚀、 耐高温等诸多优异性能。。。。。。。 随着航空航天、 海洋工程、 武器装备、 生物医疗、 石油化工等领域对证料性能需求的一直升高, 高强钛合金快速生长[1-5] 。。。。。。。 近β型钛合金可通过优化加工工艺和热处置惩罚工艺获得高强高韧的优异性能[6] 。。。。。。。 通常将抗拉强度抵达 1300MPa、 延伸率抵达 6%、 断裂韧性抵达50MPa/m² 的钛合金称为超高强钛合金[7] 。。。。。。。 研究批注,β晶粒尺寸、α片层的长度厚度和晶界α相是影响钛合金强韧性的主要因素, 晶内的α片层可以强化β基体, 同时延伸裂纹扩展路径, 有利于优化合金强韧性[8] 。。。。。。。 一连的α晶界会影响合金的塑性, 可是当晶粒尺寸大于裂纹尖端塑性区时则不会影响合金的韧性[9] 。。。。。。。 Niinomi 等研究发明[10] , Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo 合金的β晶粒尺寸增添, 裂纹形核抗力增添, 进而合金断裂韧性提高。。。。。。。 为了获得高强高韧钛合金, 通常对钛合金举行β相区热处置惩罚以获得较大尺寸的等轴β晶粒, 通过进一步时效强化获得全片层组织来提高合金强度[11,12] 。。。。。。。

β相区处置惩罚形成等轴β晶粒,β晶粒尺寸及晶界强度是影响超高强钛合金强韧性的主要因素, 通过调控热处置惩罚工艺参数实现对钛合金显微组织的控制, 是一种经济且有用的强韧化手段[13,14] 。。。。。。。 本文通过调控高强钛合金热处置惩罚制度获得具有差别β晶粒尺寸及差别晶界形貌的组织, 研究了β相区固溶时间对β晶粒尺寸及高强钛合金力学性能的影响, 探讨了两阶段固溶历程中晶界的粗化行为对合金力学性能的影响, 为高强钛合金的工业生产提供理论参考。。。。。。。

2 、实 验

实验用钛合金选用作者研究组自主研发的一种新型Ti-Al-Mo-V-Cr-X 合金, 合金相变点约为 800℃。。。。。。。 经由 3次真空自耗熔炼获得铸锭,β相区开坯后举行(α+β)相区及β相区铸造获得直径为 400mm 的大规格钛合金棒材。。。。。。。

为了阻止大规格棒材组织的匀称性缺乏, 影响实验效果,试样只截取铸造棒材心部质料。。。。。。。 多种热处置惩罚工艺设计如图 1 所示。。。。。。。 对合金试样举行β相区固溶处置惩罚, 保温 5 ~240min 后空冷, 再统一于 530℃ 时效 4h, 如图 1a 所示。。。。。。。 对合金举行两阶段固溶, 两阶段固溶方法 A: 先在高于相变点温度(820℃)下固溶 1h 后空冷至室温, 再经(α+β)相区差别温度(740, 760 和 780℃) 划分保温 1h后空冷至室温 ( 划分计为 820 + 740、 820 + 760 和 820 +780), 最后举行 530℃ / 4h 时效处置惩罚, 如图 1b 所示。。。。。。。 两阶段固溶方法 B: 在 820℃固溶 1h 后缓慢炉冷至(α+β)相区差别温度(740, 760 和 780℃), 划分保温 1h 后空冷至室温(划分计为 820 ~ 740、 820 ~ 760 和 820 ~ 780),最后举行 530℃ / 4h 时效处置惩罚, 如图 1c 所示。。。。。。。

上述固溶实时效处置惩罚的试样经由机械研磨、 抛光及化学侵蚀后, 接纳金相显微镜及 TESCANMIRA3 场发射扫描电子显微镜视察合金组织。。。。。。。 使用 INSTRON5982 拉伸机对各组试样举行匀速拉伸实验, 拉伸速率为 0.5mm/ min。。。。。。。 使用 SANS-ZBC2452-C 金属摆锤攻击试验机对各组试样举行金属夏比 U 型启齿攻击试验。。。。。。。

3、 效果与讨论

通过调控固溶实时效热处置惩罚制度获得具有等轴β晶粒及α片层的钛合金, 探讨β晶粒尺寸及晶界形貌对超高强钛合金力学性能的影响。。。。。。。

3.1β晶粒尺寸对合金力学性能的影响

钛合金经由 820℃ 保温 5 ~ 240min 后空冷至室温,再经由统一 530℃时效 4h, 其显微组织如图 2 所示。。。。。。。 固溶时间为 5 和 10min 时, 由于保温时间较短, 尚未视察到再结晶β晶粒, 仍能视察到弯曲的原始β晶界, 晶粒直径划分为 154 和 143μm。。。。。。。 当固溶时间为 20min 时, 可视察到部分具有平直晶界的再结晶β晶粒, 再结晶晶粒尺寸较小, 其直径为 55μm。。。。。。。 当固溶时间为 30min 时,合金所有β晶界平直清晰, 批注合金爆发完全再结晶,同时再结晶β晶粒长大, 其直径约为 88μm。。。。。。。 固溶 5 和10min 时可视察到不一连的晶界, 如图 3a 和 3b 所示;固溶时间为 20min 时, 可视察到已爆发再结晶的平直晶界(图 3c), 未完全再结晶时仍能够视察到少量初生α相保存; 当固溶时间为 30min 时, 仅保存平直晶界(图 3d),此时合金爆发完全再结晶。。。。。。。 

如图 2e ~ 2f 所示, 随着固溶时间的延伸, 再结晶β晶粒匀称长大, 尺寸逐渐增添,当固溶时间抵达 240min 时,β晶粒尺寸最大, 直径约为186μm。。。。。。。β晶粒的长大是界面迁徙的效果, 在恒温下界面迁徙的驱动力可体现为式(1):

式中, γ 为界面能(J/ m2); R 为界面的曲率半径(m); p为界面迁徙驱动力(J/ m3)。。。。。。。 晶粒半径越小, 界面曲率越大, 界面的曲率半径越小, 则相变驱动力越大, 界面的迁徙速率越大。。。。。。。 界面的迁徙历程即减小界面曲率、 降低界面两侧自由能差的历程[15] 。。。。。。。 因此在等温固溶历程中,随着保温时间的延伸, 一部分尺寸较大的晶粒一连长大,而尺寸较小的晶粒随着晶界的迁徙而逐渐缩小最终消逝。。。。。。。

因此, 在固溶时间为 60~240min 的显微组织中视察到晶粒尺寸差别较大。。。。。。。β晶粒尺寸与固溶时间的关系如图 4所示, 当合金爆发完全再结晶后, 晶粒尺寸随固溶时间增添而显著变大。。。。。。。超高强钛合金力学性能随固溶时间的转变如图 5 所示, 固溶时间为 5~20min 时合金强度较高, 塑性与韧性较低, 这是由于固溶时间较短, 合金未完全爆发再结晶,仍有部分原始组织保存。。。。。。。 固溶时间在 30 ~ 240min 规模时, 合金爆发完全再结晶, 随固溶时间增添,β晶粒直径从 88 增添至 186μm。。。。。。。 而合金的力学性能与固溶时间不切合线性纪律, 剖析以为, 固溶时间为 60min 时, 大宗因界面迁徙形成的小尺寸晶粒引起局部应力集中, 此时合金屈服强度及抗拉强度抵达最高, 划分为 1346 和1391MPa。。。。。。。 固溶时间对合金的延伸率、 断面缩短率以及攻击韧性没有显著影响, 这是由于: 合金经短时间固溶后晶粒尺寸较小, 增添了裂纹沿晶开裂的可能性, 同时在一定水平上延伸了裂纹的扩展路径; 随着固溶时间增添, 晶粒直径增添, 晶界数目镌汰, 镌汰了沿晶开裂的可能性, 提升了合金的塑性及韧性。。。。。。。 因此, 综合以上 2 方面因素, 固溶时间对合金的塑性及韧性无显著影响。。。。。。。

3.2 晶界形貌对合金力学性能的影响

为了研究晶界形貌对合金力学性能的影响, 接纳两阶段固溶方法 A 和 B 来获得晶界粗化的组织。。。。。。。 时效处置惩罚后, 片层状次生α相会在β基体中析出, 并与基体切合Burgers 取向关系。。。。。。。 次生α片层的尺寸与厚度取决于时效温度与时间, 为了阻止次生α片层形貌对合金力学性能爆发影响, 对 2 种方法获得的固溶组织统一于 530℃ 时效 4h, 获得最终显微组织如图 6 所示。。。。。。。 基体中匀称排列着尺寸及厚度相近的微米级次生α片层, 差别热处置惩罚条件均可视察到晶界的粗化征象, (α+β) 相区固溶温度越低, 晶界粗化征象越显着。。。。。。。

在两阶段固溶方法 A 中,β型钛合金在β相区固溶后获得具有平直晶界的等轴β晶粒,α相形成于第二阶段(α+β)相区固溶阶段, 由于超高强钛合金β稳固元素含量较高,β基体较量稳固, 借助晶界形核所需能量远低于晶内自身匀称形核所需能量[16,17] , 因此α相率先于晶界处形成, 并逐渐向晶内长大, 形成粗化的α晶界,如图 6a~6c 所示。。。。。。。 当(α+β) 相区固溶温度为 740℃ 时,在图 6a 晶内视察到少量初生α相。。。。。。。 凭证钛合金热力学平衡相图,α相比例随固溶温度降低而升高, 740℃固溶时温度较低, 较大的过冷度提升了形核驱动力增进α相形核。。。。。。。 当固溶温度升高时, 过冷度提供的临界形核功不可战胜形核能垒, 因此在 760 和 780℃ 固溶时未能视察到晶内初生α相保存, 且随着(α+β) 相区固溶温度降低,晶界粗化水平显着。。。。。。。在两阶段固溶方法 B 中,β相区固溶后缓慢炉冷至(α+β)相区差别温度保温, 炉冷的冷却速率约为 1℃/min。。。。。。。

由于冷却速率低, 在缓慢冷却历程中初始阶段β基体内既没有因素升沉也没有温度升沉, 导致初生α相难以在β 晶粒内形核。。。。。。。 随着冷却时间的延伸, 固溶温度逐渐降低, 初生α相以部分β晶界作为异质形核点沿β晶界析出, 并逐渐向晶粒内部生长。。。。。。。 在钛合金中初生α相的比例随(α+β)相区固溶温度的降低而升高, 在固溶方法 B中, (α+β) 相区固溶温度越低, 晶界粗化的数目越多。。。。。。。

但在图 6d~ 6f 中并没有视察到(α+β)相区固溶温度对晶界的粗化水平爆发显著影响。。。。。。。 这是由于固溶温度越低,增进α晶界长大的动力学驱动力越低, 倒运于α晶界长大。。。。。。。

合金经 2 种方法固溶后举行统一时效, 其拉伸性能与攻击性能如图 7 所示。。。。。。。 在 2 种固溶方法下保存着相似的纪律, 随着(α+β) 相区固溶温度升高, 合金的强度与塑性均有所提高, 攻击韧性的转变则不显着。。。。。。。 团结显微组织剖析以为, 在两阶段固溶方法 A 中, (α+β) 相区固溶温度越低, 晶界粗化的效果越显著; 而在两阶段固溶方法 B 中, (α+β) 相区固溶温度越低, 粗化的晶界数目越多, 同时合金的强度和塑性均降低, 批注晶界粗化使晶界变得薄弱, 同时影响合金的强度及塑性。。。。。。。 这是由于粗化的晶界由初生α相组成, 时效后形成的α片层使β基体获得了强化, 使其强度远高于晶界α相。。。。。。。 因此拉伸实验历程中粗化的α晶界优先爆发变形, 而被强化的β基体难以变形。。。。。。。 随着变形水平的增添, 应力集中于α晶界界面而形成裂纹, 且裂纹易于沿晶界扩展爆发沿晶断裂, 导致合金的强度与塑性同时降低[17] 。。。。。。。 合金仅举行β 相区固溶实时效的β晶界未经粗化, 其屈服强度为1346MPa, 抗拉强度为 1391 MPa, 延伸率为 5%, 如图 5中固溶 60min 所示。。。。。。。 与之相比, 两阶段固溶使晶界粗化后强度和塑性均有差别水平的降低, 其中固溶方法 A 的晶界粗化效果比固溶方法 B 显著, 因此合金强度整体较低。。。。。。。

图 8 为 2 种两阶段固溶及统一时效后拉伸断口形貌,视察发明, 试样宏观断口保存大宗平整的小平面, 进一步视察断口高倍照片, 发明这些小平面平滑平整, 为典范的沿晶断裂面, 同时也保存部分深度较浅的韧窝, 批注断裂机制为保存沿晶断裂的混淆断裂机制。。。。。。。 通过比照发明, 在两阶段固溶方法 A 中视察到更多平滑平整的沿晶断裂面, 也验证了晶界粗化效果显著的样品更易爆发沿晶断裂, 使得合金强度与塑性同时变差。。。。。。。 因此, 在现实生产历程中应阻止强度较低的α晶界爆发粗化, 晶界薄弱的问题亟待深入研究。。。。。。。

4 、结 论

(1)对超高强钛合金在相变点(800℃)以上固溶, 随后举行 530℃时效处置惩罚, 随着固溶时间延伸, 合金平均β晶粒尺寸逐渐增添, 等温固溶历程β晶界迁徙, 部分晶粒长大, 部分晶粒缩小直至消逝, 该历程会形成晶粒尺寸差别较大的征象。。。。。。。β相区保温 30 ~ 240min 对合金拉伸性能和攻击性能没有显著影响。。。。。。。

(2)对超高强钛合金举行两阶段固溶及 530℃时效处置惩罚, 在固溶方法 A(β 相区固溶水冷至室温后再举行(α+β)相区固溶) 中, 随着第二阶段(α+β) 相区固溶温度降低, 晶界粗化效果逐渐显着, 在 740℃ 固溶时因过冷度较大, 部分β晶粒内部形成初生α相; 在固溶方法 B(β相区固溶后炉冷至(α+β)相区固溶)中, 缓慢的冷却速率仅使部分晶界粗化, 随着固溶温度降低, 晶界α相长大的动力学驱动力降低, 因此差别固溶温度下晶界粗化效果相当, 但固溶温度越低, 粗化的晶界数目越多。。。。。。。

(3)粗化的晶界α强度低, 变形历程中优先变形,爆发应力集中而开裂, 裂纹沿晶扩展导致合金的强度与塑性同时降低, 且晶界粗化效果越显着, 对合金的强度及塑性影响越大, 由于晶粒尺寸没有爆发改变, 对合金攻击韧性没有显著影响。。。。。。。

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