热处理方式对TC4ELI 钛合金组织与性能的影响

王炳正,张睿峰,王旭明,王 炜,常富强,闫沛堂,王玉刚

(兰州兰石有限公司铸锻分公司,甘肃 兰州 730000)

钛及钛合金因密度小于绝大多数结构材料,且比强度高、耐腐蚀性高,被广泛应用于航空航天、船舶、石油化工和生物医学等众多重要领域[1-4]。TC4作为一种双相(α+β)合金,因其强度高、耐蚀性优良且拥有良好的生物相容性,成为工业应用中最通用的钛合金;但TC4钛合金在室温条件下塑性较低、变形困难使其应用受到一定限制[5-6]。TC4ELI钛合金是一种杂质元素较低的合金,被称为低间隙TC4钛合金。在实际熔炼中,TC4ELI钛合金需要将杂质元素中的O含量控制在0.13%以下,与TC4合金相比,TC4ELI合金由于间隙元素O含量较低,有效地降低了TC4合金的低温脆性,表现出良好的低温塑性,在提高材料韧性的同时保持一定的强度水平[7]。为满足TC4ELI材料塑性与强度的匹配要求,需要通过金属塑性变形与热处理来调控不同组织与力学性能[8]。任驰强等采用不同固溶-时效热处理工艺,揭示了TC4钛合金固溶过程中亚稳相α′与α″的形成,根据不同时效温度调控力学性能[9]。

因TC4ELI钛合金属于低间隙合金,其塑性较TC4合金虽有提升,但强度比TC4合金低50～100 MPa[7]。采用船舶耐压舱环锻件冲孔芯料,通过不同热处理方式调控TC4ELI显微组织,探究不同热处理方式对TC4ELI钛合金力学性能的影响,为TC4ELI钛合金能在生产中获得强塑性和强韧性匹配提供依据,并指导该合金工业生产与应用。

1 试验材料及方法

1.1 TC4ELI钛合金试样制备

试验用TC4ELI钛合金采用0级海绵钛,经3次真空自耗熔炼,其化学成分(质量分数,%)为:6.25Al、4.14V、0.138Fe、0.009C、0.087O、0.005N、0.001H、余量Ti。采用计算法得出TC4ELI钛合金β相变温度为973 ℃。铸锭经过1150 ℃与1070 ℃完成开坯锻造,再经过α+β两相温区(800～960 ℃)完成环件锻造成型,试样锻态显微组织如图1所示。试样组织形貌为α相与β相转变组织,α相形貌存在球形与长条形,β相中还存在少量的针状次生α相。材料热加工后的锻态组织是后续不同热处理制度下组织演变的基础。

图1 TC4ELI钛合金锻态显微组织Fig.1 Microstructure of TC4ELI titanium alloy as forged

1.2 试验方法

在锻态芯料上共截取4组试样,试样尺寸均为20 mm×20 mm×180 mm,采用HR-1400型号箱式电阻炉进行热处理加热,热处理制度如表1所示。

表1 热处理制度Table 1 Heat treatment system

从不同热处理试样上切取金相和拉伸试样进行微观组织观察和力学性能检测。试样经机械研磨抛光,采用配比为10 mL HF+5 mL HNO3+85 mL H2O的腐蚀溶液进行金相腐蚀,在GX51光学金相显微镜下进行显微组织观察。根据标准GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验 第1部分:室温试验方法》,采用600 kN微机控制电液伺服万能试验机进行拉伸试验,每组1个试样,拉伸试样尺寸如图2所示。

图2 拉伸试样图Fig.2 Drawing of tensile specimens

2 结果与分析

2.1 显微组织

不同热处理制度下TC4ELI钛合金的显微组织如图3所示。图3(a)为双重退火后TC4ELI钛合金的显微组织,与锻态组织(图1)相比,初生α相有所增大,针状次生α相消失,取而代之的是小尺寸等轴次生α相以及少量的β相组织。在双重退火过程中,初生条状α相长大,长宽比减小,条状α相有转变为等轴晶的趋势;但一重退火后未冷却,随后进行二重退火,初生条状α相未形成等轴晶。由于TC4ELI钛合金经过了充分的锻造变形,变形后组织中存在大量的晶格畸变[10],次生α相形核也较多;但二重退火温度较低,温度为630 ℃,因此基体中二次析出的α相尺寸较小,保温时间较长,二次析出α相呈等轴状[11]。

(a)双重退火;(b)再结晶退火;(c)β退火;(d,e)固溶+时效 图3 不同热处理制度下TC4 ELI钛合金的显微组织(a)double annealing; (b)recrystallization annealing; (c)β annealing; (d,e)solid solution+agingFig.3 Microstructure of TC4 ELI titanium alloy under different heat treatment system

图3(b)为再结晶退火后TC4ELI钛合金的显微组织,初生α相组织含量明显小于50%,为典型的双态组织。温度升高至 965 ℃,接近(α+β)/β相变温度,条状α相持续向β相转变,含量急剧下降,在冷却过程中基体中形成少量等轴α相。由于第二次退火温度较低,因此等轴α相尺寸较小,为25～35 μm。在750 ℃保温过程中,片层状α相沿着晶界不断析出,在晶内沿着特定晶面析出,组织形成了含有少量等轴α相和大量针状α相的编织状多尺度片层组织,针状α集束之间互相交叉编织,形成双态组织[12]。

图3(c)为β退火(Tβ+40 ℃)后TC4ELI钛合金的显微组织,在此温度下大部分α相转化为β相,冷却过程中,初生α相在析出过程中形成等轴晶,但由于变形钛合金的原始组织存在拉长的扭曲α相,因此退火后形貌中存在条状α相,同时在β相转变基体中析出针状马氏体。

图3(d)为固溶+时效处理后TC4ELI钛合金的显微组织,为少量等轴初生α相+时效β基体相组织[13]。固溶过程中,大量的α相在960 ℃温度下转变为β相,保温结束后进行水冷,阻止α相形核长大,保留了高温β相组织,在快速冷却的同时发生马氏体相变,为时效相变提供组织基础。图3(e)为固溶+时效热处理后TC4ELI钛合金的500倍形貌,可以看出,在时效β基体相中存在大量细小的α析出相[9,14]。时效处理对固溶得到的亚稳组织进行低温热处理,使析出的α相为稳定细小的等轴组织。

2.2 力学性能

不同热处理制度下TC4ELI钛合金的室温力学性能如表2所示。由表2中可知,再结晶退火试样的抗拉强度与屈服强度最大,分别为1075 MPa和1028 MPa;双重退火试样的伸长率与断面收缩率最大,分别为35.5%和46%。双重退火试样的组织为大量的等轴与扭曲条状α相,晶粒尺寸较大,在拉伸过程中位错在滑移时在晶界处将变性能分配到周围的晶粒,通过晶界时有效减少了位错的塞积[7],因此双重退火后TC4ELI钛合金的强度较低,但表现出良好的塑性[15-16]。再结晶退火试样为初生α相小于50%的双态组织,并且β基体中有大量的针状α相极速生长且位向混乱,因此在变形过程中位错滑移至晶界处难以协调变形分散变形能[17],容易出现塞积与钉扎,从而发生应力集中,因此再结晶退火条件下TC4ELI合金强度较高,但塑性降低[18]。

表2 不同热处理制度下TC4ELI钛合金的力学性能Table 2 Mechanical properties of TC4ELI titanium alloy under different heat treatment system

β退火试样的伸长率最小,仅为9%,在1010 ℃退火条件下形成的马氏体属于孪晶型亚结构,组织中有大量的退火孪晶。孪晶界会导致位错运动的平均自由程降低,较少晶体变形的滑移系数量,导致组织硬化,显著降低材料塑性。

固溶+时效试样的抗拉强度与屈服强度分别为1022 MPa和949 MPa,伸长率为12.5%。由于固溶处理的温度较高,固溶处理过程中初生α相较少,同时组织中会析出大量的亚稳相;时效处理将亚稳相转化为稳定相,析出稳定的细小等轴α组织,断裂过程中裂纹在时效基体中扩展延伸的路径更曲折,导致断裂需要消耗更大的能量,因此时效+固溶试样的强度较高,塑性略差。

3 结论

1)不同热处理制度下TC4ELI钛合金得到不同组织,双重退火后组织为等轴α相+β转变基体,再结晶退火得到双态组织,β退火得到α相+针状马氏体组织,固溶+时效处理得到稳定相α+β及次生等轴α相组织。

2)不同热处理制度下TC4ELI钛合金的常温力学性能各有不同,再结晶退火后材料强度最大,屈服强度为1028 MPa,抗拉强度为1075 MPa;双重退火后材料塑性最高,伸长率为35.5%,断面收缩率为35.5%。考虑材料使用环境的强度和塑性的最佳匹配,最佳热处理方式为再结晶退火,即965 ℃×1 h,AC+750 ℃×1 h,AC。

3)β退火(Tβ+40 ℃)后形成孪晶型亚结构的马氏体组织,并且组织中存在大量孪晶界,形成组织硬化,会显著降低材料塑性。