Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr是一种可热处理的亚稳β相钛合金,在730±15℃发生β→α相变。这种合金具有高强度、低密度、低弹性模量、耐腐蚀和抗疲劳性能,是制作弹簧件的重要候选材料^[1-4]。Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金经过固溶+时效处理后其强度可达1400 MPa以上,作为紧固件材料在汽车工业及航空航天领域也受到关注和使用^[5]。

需要指出的是,目前Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金时效制度的制定主要还是基于强度方面的考虑。随着合金强度的提高其塑性会不断降低,导致其易产生疲劳裂纹和过早疲劳失效。因此,为了提高该合金件的安全使用寿命,必须探索合金的最佳强度/塑性匹配关系,以进一步优化热处理制度。

作为亚稳β相钛合金,Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在时效和变形过程中形成α相、α′相、α″相、ω相、和β′ 相等析出相^[6-10]。这些析出相的种类、含量和形貌,与合金的强度和塑性密切相关^[11-14]。鉴于此,本文系统研究Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在时效和拉伸变形过程中力学性能的变化,以确定合金的最佳强度/塑性匹配条件,为进一步优化该类钛合金提供理论依据和实验数据。

1 实验方法

实验用合金的名义成分(质量分数,%)为Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr。使用真空自耗熔炼炉三次熔炼,得到直径300 mm的合金铸锭,在850℃将其锻造成直径为55 mm的棒材,表面打磨后在800℃进行热轧变形,轧制出直径为16 mm的棒材。

将棒材切割成长度为60 mm的试棒,将热轧棒在800℃退火处理30 min后空冷,再将退火后的棒材在350~550℃进行时效处理,温度间隔为50℃。为了研究时效时间对合金硬度的影响,分别在每个时效温度进行时效处理4 h,8 h,12 h和24 h。

使用FM-700e洛氏硬度硬度计测试显微硬度,每个样品在不同区域共取15个点进行测试,取平均值作为样品的显微硬度。使用S-3400型扫描电子显微镜观察样品的组织结构和拉伸断口,在观察前将试样置于酒精中进行超声波清洗,以去除表面附着的脏物。使用JEM-2100型透射电子显微镜对不同状态下的拉伸断裂样品进行显微组织分析,工作电压为200 kV。制备透射电镜样品时,用电火花线切割切取厚度为0.5 mm的薄片,用1200#砂纸研磨至40 μm左右,冲成直径为3 mm的圆片,用Gatan-691型离子减薄仪减薄样品,工作电压4~5 V。

在WDW-100型拉伸试验机上进行拉伸实验,拉伸样品的标距直径为5 mm,标距段长12 mm。试验前对标距部分进行机械抛光处理,以减小表面机械加工缺陷的影响。

2 结果与讨论

2.1 合金的硬度

为了更好的研究固溶+时效处理对Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金强度的影响,先测试了合金固溶+时效处理后材料的硬度。图1给出了Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在800℃/30 min固溶处理后在350~550℃的时效硬度曲线。结果表明,在350℃和400℃合金的硬度随时效时间的变化不大;在450℃合金的硬度随时效时间的延长而增大;在500~550℃合金的时效硬度曲线变化趋势相似,表现出硬度随时效时间的延长先提高而后趋于稳定的趋势。可以看出,经过800℃/30 min+500℃/12 h处理以后材料的硬度达到极大值。由于固溶时效处理后α相析出的数量与形态决定了合金的综合力学性能^[15],根据上述合金的硬度变化规律,选取800℃/30 min+500℃/4 h(α相开始析出)及800℃/30 min+500℃/12 h(α相析出最多)两种状态对其进行组织和性能分析。

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图1   Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在350~550℃时效后的硬度

Fig.1   Age-hardening response of Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr alloy in 350~550℃

2.2 合金的组织

图2给出了Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在不同状态下的微观组织形貌。可以看出,热轧态合金的组织由原始等轴β晶粒和球状初生α相组成(图2a),经过800℃/30 min固溶处理后合金内部的初生α相变小并逐渐转变成β相,初生α相多集中在晶界附近(图2b)。对合金进一步进行500℃/4 h时效处理后初生α相全部转变成β相,少量次生球状α相从β基体中析出(图2c)。当时效时间延长至12 h时α相析出的数量明显增加且转变为棒状,β晶粒细化,从而使合金的强度显著提高(图2d)。

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图2   原始态和不同热处理态Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金的SEM照片

Fig.2   SEM images of Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr alloy in different heat treatmentconditions (a) origin (b) 800℃/30 min (c) 800℃/30 min +500℃/4 h (d) 800℃/30 min +500℃/12 h

2.3 拉伸性能

表1列出了Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在不同状态下的拉伸性能。从表1可以看出,与热轧态和固溶后的合金相比,时效处理后合金的强度明显提高。在500℃时效处理,随着时效时间的延长合金的强度明显提高。同时,时效后合金的延伸率和断面收缩率比原始态有所降低。

在500℃时效4 h,合金的抗拉强度和屈服强度比热轧态提高近200 MPa,时效12 h后提高400 MPa以上,而合金的塑性有所降低。值得注意的是,对比两种时效,与时效4 h相比,时效12 h合金的抗拉强度提高了约250 MPa,而其延伸率和断面收缩率并没有明显的降低。当时效时间延长至24 h合金的强度并没有提高,且塑性略有下降。综合上述结果,经过800℃/30 min+500℃/12 h处理后合金的抗拉强度和屈服强度均达到1400 MPa以上,其延伸率也达到了12%以上,强度和塑性配比适中,强化效果较好。

β钛合金中的α相通常作为基体中的硬化沉淀相使用,时效形成的α相的形状、大小和体积分数等均对合金的强度有极大的影响。经过12 h时效后,在Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金的晶界和晶内都析出了α相且数量比时效4 h后的多,因此其强度提高。同时,12 h时效后合金的晶粒有所细化,这是其延伸率和断面收缩率没有明显降低的原因。

2.4 拉伸断口

图3给出了Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在不同状态下的拉伸断口SEM形貌。可以看出,固溶和时效后的合金断口有大量的韧窝,为典型的韧性断裂(图3)。进一步观察发现,热轧态及固溶态合金的断口内含有较多的韧窝,整个断口形貌表现为典型的单轴拉伸产生的等轴韧窝,韧窝内没有明显的形核质点,这是其塑性较好的原因。时效后的合金在塑性变形过程中也形成了等轴韧窝,且韧窝深度比热轧态及固溶态样品浅,同时出现了一些冰糖状断口,降低了合金的塑性。

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图3   Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在不同状态下的拉伸断口照片

Fig.3   SEM images of tensile fracture in different heat treatment conditions (a) origin, (b) 800℃/30 min, (c) 800℃/30 min+500℃/4 h, (d) 800℃/30 min+500℃/12 h

2.5 讨论

作为β钛合金,Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金的淬透性较好。由于该合金的相变组织复杂,不同的热处理制度对其力学性能有较大的影响。在固溶和时效处理条件下六方结构的α相从β相中脱溶析出,形成α相和β相混合组织,从而使合金的强度达到一个很高的水平。一般认为,β相钛合金在一定的温度下时效时微观组织在形成α+β的平衡相前会形成ω、β′ 等相的沉淀。β′ 相不能提高合金的强度,而ω相虽然能显著提高合金的强度,但是会降低合金的韧性。许多β钛合金在固溶及时效过程中都形成了ω相^[16-18]。Ng等^[19]在研究Ti-10V-2Cu合金的时效处理过程中发现,合金在水淬后形成了尺寸约3 nm的ω相,且其显微硬度为272 HV,而在空冷后形成了尺寸约24 nm的ω相,其显微硬度为507 HV。这表明,随着ω相析出尺寸的增大合金的硬度提高。在β钛合金的固溶时效过程中,ω相及α相的析出数量和尺寸都对合金的硬度和强度有极大的影响。ω相可使合金的强度大幅提高,但是其韧性降低。由前文可知,Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金经800℃/30 min+500℃/12 h处理后硬度达到极大值。合金在该热处理制度下拉伸后强度较高,而延伸率和断面收缩率没有明显降低。这与合金中ω相的形核和长大有密切的关系。由图4可见,合金在时效8 h后出现了少量的ω相(约2 nm)和α相;随着时效时间延长至12 h,ω相逐渐增多但尺寸不变但是α相长大(图4c和d),这时合金的强度达到极大值;当时效时间延长至24 h时ω相的数量和尺寸基本不变而α相的尺寸略有增大,此时的硬度与12 h合金的硬度相当(图4e和f)。这表明,在时效过程中合金硬度和强度的增长与ω相及α相的析出有直接关系。ω相和α相的数量和尺寸决定着合金硬度和强度的升高或降低,时效处理后合金硬度、强度的提高是二者共同作用的结果。

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图4   Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金在不同状态下拉伸变形后的显微组织

Fig.4   TEM images of microstructure in different heat treatment conditions (a), (b) 800℃/30 min+500℃/8 h; (c), (d) 800℃/30 min+500℃/12 h;(e), (f) 800℃/30 min+500℃/24 h

另一方面,经过12 h时效后,Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金的强度达到极大值而延伸率和断面收缩率并没有明显降低。这与合金时效后β晶粒细化及拉伸变形中的位错运动有密切的关系。由图5可知,经过12 h处理的合金在拉伸变形后在晶粒内部出现了大量亚晶界,细化了晶内组织。晶粒越细小单位体积内的晶粒越多,形变变形可以分布在更多的晶粒中,产生比较均匀的形变,从而降低局部应力的集中,推迟裂纹的产生和扩展。同时,晶界又是裂纹扩展的主要阻力,因此晶粒的细化提高了合金的塑性。其次,Orowan强化效应的减弱也使合金的塑性提高。在合金时效初期β基体中逐渐析出α相,时效初期析出的α相较小且数量较少,使位错难以从α相间弓出。随着时效时间的延长β基体中α相逐渐长大,以至于发生拉伸变形时位错在α相间弓出的可能性大大增加,使Orowan强化效应减弱。同时α相的析出和长大使β基体中溶质原子浓度降低,对基体的固溶强化作用减弱。因此,强化效应的减弱也使合金的塑性有所提高。

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图5   Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金经800℃/30 min+500℃/12 h处理后拉伸试样中位错的形貌

Fig.5   TEM images of dislocation in the heat treatment conditions 800℃/30 min+500℃/12 h after tensile deformation

3 结论

(1) 经过800℃/30 min +500℃/12 h处理后合金的硬度和抗拉强度达到极大值,与800℃/30 min+500℃/24 h处理相比其延伸率和断面收缩率没有明显的降低。

(2) 热轧态和固溶态合金的断口内含有较多的韧窝,断口形貌为典型的韧性断裂;在时效后合金的塑性变形过程中出现了等轴韧窝及沿晶断裂质点,表现为脆性和韧性相结合的混合型断裂方式。

(3) 在时效过程中合金硬度和强度的提高与ω相及α相的析出有直接关系,ω相和α相的数量和尺寸决定着合金硬度和强度的升高或降低,时效处理后合金硬度、强度的提高是二者共同作用的结果。合金经800℃/30 min+500℃/12 h处理后塑性没有明显的降低,与合金时效后晶粒细化、拉伸变形中出现的亚晶界及位错运动有着密切的关系。

The authors have declared that no competing interests exist.