退火温度对Ti662合金显微组织和拉伸性能的影响

张 钧, 李炎洲,, 董利民, 张志强, 雷晓飞

(1. 沈阳大学 机械学院, 辽宁 沈阳 110044; 2. 中国科学院 金属研究所, 辽宁 沈阳 110016)

目前,在航空航天紧固件中应用最为广泛的钛合金材料是双相的TC4合金,该合金具有优异的综合力学性能和工艺性能,是美国等发达国家在航空航天领域应用最为广泛的钛合金材料,尤其是作为紧固件材料.但由于TC4合金的β相元素含量较少,淬透性差且抗高温性能低,于是在TC4合金的基础上开发出来了Ti662高强钛合金[1-3].Ti662合金由于含有较多的β相稳定化元素V,合金的固溶强化效果明显,此外,加入质量分数为0.5%Cu和0.5%Fe可进一步提高其热处理强化能力[3],通过这些元素的调整,合金淬透厚度可达到 38.1～50.4 mm,从而在工程应用上弥补了TC4合金淬透性差的缺点[4].

在工程应用上,大部分结构件选用退火态作为使用状态[5-6],根据《钛及钛合金棒材标准》(GB/T 2965—2007),Ti662合金在工程应用上的退火温度区间为700～800 ℃,要求合金的抗拉强度大于1 030 MPa.不同退火温度处理会造成显微组织、初生α相(αp)的体积分数和β相晶粒平均面积及相组成的差异,进而直接影响合金的力学性能.目前,国内针对Ti662合金退火温度开展的系统研究较少,因此,本文系统地研究了不同温度退火处理对合金显微组织中晶粒平均面积和相体积分数的影响及与拉伸性能的对应关系.

1 材料与方法

利用真空自耗熔炼炉制备出Ti662合金铸锭,合金各化学成分质量分数见表1.铸锭经开坯、锻造、轧制、拉拔等工艺,制备出直径为8.7 mm的棒材,拉拔棒材的显微组织见图1,其中暗灰色相为αp相,亮灰色相为β相.采用金相法测定该合金的相变点为(955±5) ℃.对Ti662合金丝坯进行680、700、720、750和770 ℃等不同温度退火处理,在相应温度下各保温1.5 h,然后出炉空冷.物相分析采用Rigaku Smartlab X射线衍射仪(XRD)CuK进行.显微组织分析采用HITACHI S-4800冷场发射扫描电镜(SEM).利用Ti662合金横截面显示的αp相和β相晶粒轮廓,定量测量晶粒面积,从而确定出αp相体积分数和β相晶粒平均面积.采用INSTRON 5582万能材料试验机进行室温拉伸试验,拉伸速度为1 mm·min-1,拉伸试样的工作直径为4 mm,标距为20 mm.

表1 Ti662合金各化学成分质量分数Table 1 Mass fraction of chemical composition of Ti662 alloy %

图1 Ti662合金拉拔态SEM图Fig.1 SEM image of drawing state of Ti662 alloy

2 结果与分析

图2为不同退火温度处理后的Ti662合金试样的XRD图谱.可见,不同退火温度的试样均由α相和β相组成,α相中α(10-10)面衍射峰强度最高,β相中β(110)面的衍射峰强度最高.不同退火温度处理后试样的XRD衍射峰位置无明显变化,但衍射峰强度变化明显.

图2 不同退火温度处理后的Ti662合金的XRD图谱

Fig.2 XRD patterns of Ti662 alloy annealed at different temperatures

图3为不同退火温度处理后Ti662合金试样的SEM图,从图中可以看出其显微组织的变化.其中暗灰色相为αp相,亮灰色相为β相,不同退火

图3 不同退火温度处理后的Ti662合金SEM图Fig.3 SEM images of the micro-structures of Ti662 alloy annealed at different temperatures

温度处理后显微组织均为等轴组织,随退火温度升高(680～770 ℃),αp相的含量降低,晶粒平均面积变大,退火过程伴随着α相到β相转变.

所有退火温度试样的β相中均未观察到次生α相(αs),这表明在退火温度区间680～770 ℃空冷条件下,β相相对稳定,不会析出αs相[7],退火处理过程中β相晶粒平均面积变大,是由于发生α相到β相的转变和β相再结晶长大.

图4为不同退火温度处理后的αp相体积分数的变化趋势,可见,αp相的体积分数先在低温段缓慢下降,当退火温度超过720 ℃后快速降低.

图5为不同退火温度处理后β相晶粒平均面积的变化趋势,可见,β相晶粒平均面积随退火温度升高先缓慢增加,当温度超过720 ℃后快速增加.β相晶粒平均面积的变化趋势与αp相体积分数的变化趋势恰恰相反.

图4 Ti662合金αp相体积分数 随退火温度的变化趋势Fig.4 Variation trend of αp phase volume fraction with annealing temperature

图5 Ti662合金β相晶粒平均面积随退火温度的变化趋势

Fig.5 Variation trend ofβphase grain with annealing temperature

图6为不同退火温度处理后Ti662合金试样的室温拉伸性能测试,可见,随着退火温度的升高,试样的抗拉强度下降,塑性略有升高,但变化不大.由于在本文设定的退火温度区间中,显微组织均为等轴组织,合金由αp相和β相组成,β相中无αs相的析出,因此,主要由两相晶粒平均面积决定合金的强度.由图5可知,β相晶粒平均面积随退火温度升高而增加,导致α-α相界面、α-β相界面和β-β相界面减少,相界阻碍位错滑移能力降低,强度下降;另外,α相和β相晶粒平均面积增大,导致位错滑移距离增大,强度降低.此外,β相体积分数随退火温度升高而增加,根据位错滑移理论[8],与α相的密排六方结构相比,β相的体心立方结构滑移系较多,在拉伸过程中,位错在受力作用下发生滑移,合金整体滑移系较多,更容易发生位错堆垛的现象,导致强度降低.随退火温度升高,合金显微组织中恢复和再结晶充分,塑性略有提高.

图6 不同退火温度处理后的Ti662合金室温拉伸性能测试

Fig.6 Room-temperature tensile properties of Ti662 alloy annealed at different temperatures

图7为不同退火温度处理后Ti662合金试样拉伸断口SEM图.可见,所有断口纤维区都呈现出暗灰色,合金断口的表面不平整,边缘较高,心部较低,可以明显观察到剪切唇、纤维区,但几乎观察不到这两者中间的放射区,纤维区中可以看到明显的同心圆区域,表明韧性较好,因此都表现为韧性断裂特征,整体上合金拉伸断口形貌差别不大.此外,从微观形貌来看,不同退火温度试样拉伸后的微观断口形貌在纤维区都为微孔断裂方式,可以清晰地看到等轴状的韧窝,但随着退火温度升高,韧窝加深,且尺寸变大.这是因为随退火温度增加,αp相逐渐减少,β相增多,合金恢复和再结晶充分,塑性提高,韧窝加深.

图7 不同退火温度处理后的Ti662合金拉伸断口SEM图Fig.7 SEM images of tensile fracture of Ti662 alloy treated with different annealing temperatures

3 结 论

1) Ti662合金经680～770 ℃区间退火处理后的显微组织均为等轴组织;随着退火温度升高,合金中αp相体积分数降低,β相体积分数增大,两种相的晶粒平均面积均增大,并且β相中无αs相析出.

2) 随着退火温度升高,Ti662合金的抗拉强度和屈服强度均降低,塑性略有升高;拉伸断口韧窝尺寸和韧窝深度均增加,呈现明显的高低起伏.

3) Ti662合金的优化退火处理温度为720～750 ℃,可以获得强度和塑性的良好匹配.