固溶和时效处理是钛合金热加工过程中的一个重要工艺流程,也是改善合金组织、提高力学性能的主要手段之一。固溶处理是指将合金加热到适当温度,充分保温以使合金中某些组成物溶到基体中,然后将其快速冷却在室温下获得过饱和固溶体。组成物的溶入和过饱和固溶体的获得,是其中的两个重要因素。常用钛合金的固溶处理温度一般位于(α+β)两相区或β单相区,显微组织的主要变化为低温稳定的α相的溶解、合金元素再分配和原始β晶粒的长大;冷却速率和合金元素含量则影响室温下组织中的相组成,高温β相可转变成为α′马氏体、α′′马氏体、ω相等亚稳相^[1-3]。时效处理是指合金经过固溶处理从高温淬火或经一定程度的冷加工变形后,在较高温度或室温放置保持其形状、尺寸,性能随时间而变化的热处理工艺。时效处理一般在α+β两相区进行,使固溶处理得到的亚稳相转变为次生α相和β相,以提高材料的力学性能^[4]。

Ti6426合金是由Pratt & Whitney公司开发的一种具有高Mo含量的高强高温钛合金^{[5, 6]},名义成分为Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo(%)。该合金的使用状态主要为锻后热处理态,一般应用于燃气涡轮发动机的中温部位,其长时使用温度在400℃左右,短期工作温度可达540℃^{[5, 7]}。热处理强化Ti6246合金在具备高强度、高塑性的同时兼有优异的断裂韧性,在使用温度区间具有其它合金无法比拟的性能优势,广泛用于制造航空发动机的叶片及压气机轮盘等部件^[8-12]。由于航空发动机部件对材料性能要求非常严格,需要材料的强度、塑性、蠕变和疲劳性能之间的良好匹配,但是目前该合金还处于研发阶段 ^[11]。因此,研究Ti6246合金热加工及热处理工艺、调控显微组织、匹配力学性能极为重要^[10]。

将Ti6246合金经固溶处理后快速冷却可得到亚稳相,但是对于亚稳相产物目前还有争议^{[2,3,6,13,14]}。传统观点认为Ti6246合金的[Mo]_eq为6,从β单相区快速冷却时应得到α''马氏体^[2,3]。Spurling和Williams等则认为Ti6246合金在足够快冷速下从β单相区冷却时得到亚稳β相,不发生马氏体转变,马氏体的出现是常规样品制备期间人工诱导所致^[6,13,14]。本文研究Ti6246合金在不同热处理制度下的组织演变规律、相组成及其对拉伸性能的影响。

1 实验方法

制备实验用Ti6246合金的原料,为海绵钛、铝豆、Ti-Al-Mo、Ti-Sn、海绵锆等中间合金。将这些合金配料后均匀混料并压制成电极,采用三次真空自耗电弧熔炼,得到直径为220 mm的铸锭。其化学成分列于表1,用金相法测得棒材的β相转变温度为935℃。先将铸锭经β单相区开坯锻造至直径140 mm,然后在(α+β)两相区3火次锻造为直径30 mm的棒材。将棒材分别在900℃、920℃和950℃下固溶保温1 h;固溶后,采用空冷(AC)和水淬(WQ)两种冷却方式对其冷却。固溶处理后的时效处理制度(AG)为595℃保温8 h后空冷。将金相样品机械磨制和抛光后用Kroll's试剂腐蚀,在光学显微镜和扫描电镜下观察其显微组织。将XRD样品用2000#SiC砂纸研磨后直接用于测量。按照国标加工成Φ 5 mm的标准试样,在Wich/Roell2050力学试验机按国标进行测试。

2 结果和讨论

2.1 棒材锻态的显微组织

棒材锻态的组织如图1所示。可见棒材横截面的显微组织主要由等轴α相、变形的板条状α相和残留β相组成,等轴α相体积分数较少、板条状α相含量较多,两种形态α相所占的体积分数超过了80%。这种类型的组织形态表明,棒材在锻造过程中有一定程度的温降,终锻温度已在低(α+β)两相区且具有较大的变形。

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图1   Ti6246合金的锻态组织

Fig.1   Microstructure of as-received Ti6246 alloy

经900℃固溶处理的显微组织如图2所示。可见固溶后两种冷却速率下棒材均为典型的双态组织,初生α相的体积分数约为23%。在倍数较低的显微组织中,在水淬(图2a)和空冷(图2b)试样的原始β晶粒内没有观察到明显的析出相,但是在较高倍数下的显微组织中可以观察到表面具有轻微针状浮凸。固溶处理试样在595℃时效处理后,在水淬和空冷试样的显微组织中初生α相没有明显的变化,但是在原始β晶粒内均析出了大量的针状α相,且在水淬试样时效后(图2c)原始β晶粒内析出的次生α相的尺寸明显小于空冷试样时效后(图2d)析出的次生α相的尺寸。由此可以推断,在900℃固溶处理的试样,在随后的空冷过程中在原始β晶粒内已经析出了少量细小的次生α相。这些次生α相在时效过程中长大,导致固溶后空冷试样的次生α相变粗、长宽比减小。

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图2   Ti6246合金在900℃固溶处理后的显微组织

Fig.2   Microstructure of Ti6246 alloy after different heat treatment (a) 900℃/1 h/WQ, (b) 900℃/1 h/AC, (c) 900℃/1 h/WQ+595℃/8 h/AC, (d) 900℃/1 h/AC +595℃/8 h/AC

棒材经920℃固溶处理的显微组织仍为典型的双态组织,但是由于固溶处理温度升高,初生α相的体积分数降低至约为6%(图3)。在920℃固溶后的水淬组织(图3a)与900℃固溶的水淬组织原始β晶粒内没有明显差异,观察不到次生α相的析出(图2a);但是在920℃固溶后的空冷组织中,原始β晶粒内析出的板条状的次生α相更加明显(图3b)。在920℃固溶处理的试样在595℃时效后组织(图3c和d)中均析出大量的次生α相,并且在固溶后空冷的显微组织中次生α相的体积分数比时效前明显增多、尺寸也明显增大。在固溶后空冷试样时效后的原始β晶粒内,次生α相板条的宽度明显大于固溶后水淬试样时效后次生α相板条的宽度。

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图3   Ti6246合金920℃不同热处理制度下的显微组织

Fig.3   Microstructure of Ti6246 alloy after different heat treatment (a) 920℃/1 h/WQ, (b) 920℃/1 h/AC, (c) 920℃/1 h/WQ+595℃/8 h/AC, (d) 920℃/1 h/AC+595℃/8 h/AC

棒材经950℃固溶处理后,得到了典型的片层组织(图4)。在β单相区原始β晶粒迅速长大,其平均尺寸达到200 μm左右。与(α+β)两相区固溶处理不同,在950℃固溶后水淬试样(图4a)的原始β晶粒内,析出了少量的马氏体。在595℃时效后(图4c),显微组织中出现了少量尺寸较大的次生α相。在950℃固溶后空冷试样组织(图4b)中原始β晶粒内析出次生α相的体积分数略高于920℃固溶后的空冷试样,并且在时效过程中这类次生α相的宽度也略有增大。

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图4   Ti6246合金950℃不同热处理制度下的显微组织

Fig.4   Microstructure of Ti6246 alloy after different heat treatment (a) 950℃/1 h/WQ, (b) 950℃/1 h/AC, (c) 950℃/1 h/WQ+595℃/8 h/AC, (d) 950℃/1 h/AC +595℃/8 h/AC

2.2 XRD相分析

为了进一步分析试样经不同热处理后的相组成,选取上述热处理试验中部分试样进行了XRD相分析,结果在图5和图6中给出。α相、β相和α''相的主要衍射峰集中在30°~45°之间^[15],不易区分,因此用MAUD软件对几个相的衍射峰进行了计算模拟以便标定。以920℃固溶处理后合金的XRD结果为例,标定结果如图5a所示。从图中可见,在固溶后水淬试样的XRD衍射谱线上只出现了α''马氏体相和α相的衍射峰,未发现其它相的衍射峰。在其它热处理制度的XRD衍射谱线上只观察到了α相和β相的衍射峰。由图5b可见,在920℃固溶后水淬试样的实验结果与计算模拟结果相差很小,证明该标定结果是可靠的。

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图5   Ti6246合金920℃热处理制度下的X射线衍射图谱

Fig.5   XRD patterns of Ti6246 after heat treatment at 920℃

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图6   Ti6246合金水淬后的X射线衍射图谱

Fig.6   XRD patterns of Ti6246 after water quenching

在920℃固溶后水淬试样的XRD衍射图谱中,α''马氏体相对应的衍射峰宽度明显大于α相对应的衍射峰宽度。这说明,与α相相比,α''马氏体相的尺寸要细小很多。在920℃固溶后水淬+595℃时效处理试样的XRD衍射图谱中α''马氏体相的衍射峰完全消失,并出现较强的β相衍射峰。这表明,在920℃固溶后水淬形成的亚稳的α''马氏体相,经595℃时效后发生了完全分解,分解产物为α相和β相。并且在该热处理条件下,α相(100)面的衍射峰比退火前变宽且向低角度方向偏移,说明经过时效后生成的次生α相(100)的面间距较初生α相的面间距增大。在920℃固溶后空冷样品XRD衍射图谱中只出现了α相和β相的衍射峰,没有观察到α''相的衍射峰。这说明,空冷的冷却速率较慢,不能满足β→α''马氏体相转变的临界冷速。在920℃固溶后空冷+595℃时效的试样,在其XRD衍射图谱中只出现α相和β相的衍射峰,且α相和β相衍射峰的峰宽较920℃固溶后空冷的试样变窄。这个结果表明,在595℃时效处理后次生α相和β相的尺寸均变大,显微组织(图3)的观察结果也验证了这一点。固溶处理的试样在595℃时效处理后,β相的衍射峰减弱且向高角度方向移动,α相(002)面的衍射峰向低角度移动,但α相(100)面的衍射峰变化不明显。

在900及950℃固溶后水淬试样的XRD衍射图谱(图6)中仅出现了α''马氏体相的衍射峰。与在920℃和900℃固溶后水淬的组织相比,在950℃固溶后水淬组织中α''的晶格常数a值减小,b值和c值增大。

2.3 室温拉伸性能

Ti6246合金不同热处理工艺室温拉伸的工程应力-应变曲线,如图7所示。从图7可见,在三个温度进行固溶处理后水淬的拉伸试样均出现了“双屈服”现象。双屈服现象的出现意味着在拉伸过程中发生了应力诱发马氏体相变^[16-18],说明水淬试样中存在亚稳β相。第一次屈服,是拉伸提供的内应力与化学驱动力叠加达到亚稳β相转变成α''马氏体相所需的相变驱动力,发生了α''马氏体相变,导致材料屈服;随着拉伸应力的继续增加,α''马氏体相变停止,第二次屈服发生,此时对应的是位错滑移所导致的合金塑性变形^[19-21]。同时还发现,合金的第一屈服点随着热处理温度的提高而增加。在三个温度下固溶后空冷试样没有出现“双屈服”现象,但是在时效后组织中α相的含量却明显增多。这表明,在空冷试样中也有亚稳β相。由于该组织中亚稳β相的Mo当量较高,应力诱发马氏体所需的应力超过了α相或β相的屈服强度,亚稳β相没有发生α''马氏体转变,因此没有出现“双屈服”现象。

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图7   不同热处理制度Ti6246合金的工程应力-应变曲线

Fig.7   Engineering stress-strain curves of Ti6246 alloy at different heat treatment (a) 900℃, (b) 920℃, (c) 950℃

不同热处理工艺的Ti6246合金其室温拉伸的试验结果,列于表2。由表2可见,固溶后水淬试样的抗拉强度、屈服强度和延伸率均随固溶处理温度升高而降低。在水淬过程中出现的应力诱发马氏体相变,导致水淬试样的屈服强度非常低,屈服强度在300~450 MPa变化。固溶后空冷试样的强度随着热处理温度的提高而增大,与水淬试样相比抗拉强度增加了120~320 MPa,屈服强度最大增加了近800 MPa,塑性则随固溶温度升高而降低。在β单相区950℃固溶处理后的空冷试样,其延伸率和面缩分别降低至0.5%和1.5%,且塑性很差。

经过固溶的试样,无论是空冷还是水淬,在两相区时效后的强度均提高,特别是屈服强度提高的幅度较大。其原因是,固溶处理的样品时效后在原始β相中析出了大量细小的次生α相。新出现的次生α相对基体有析出强化作用,提高了材料的强度。但是,强度的提高是以降低材料塑性(如延伸率)为代价。因此,时效后试样的塑性明显下降。与固溶处理后空冷+时效的试样相比,固溶后水淬+时效的试样中析出的次生α相更细小,含量更多,而强度的提高更大,塑性下降更多。由表2可见,合金在900和920℃固溶后进行空冷+时效处理,其强塑性匹配比都较好。

3 结论

(1) 对Ti6246合金棒材在900℃、920℃和950℃三个温度下进行固溶处理,随后在595℃时效处理,Ti6246合金的相组成和晶粒尺寸都受固溶温度和冷却速率的影响。随着固溶温度的提高Ti6246合金显微组织中初生α相含量降低,β相的含量升高。合金固溶后空冷β相转变成为次生α相和β相,水淬时高温β相转变为α′′马氏体和少量亚稳β相。

(2) 固溶处理后在595℃时效处理,固溶处理后空冷试样中次生α相长大并粗化,固溶处理后水淬试样中亚稳α′′相分解为细小的α相和β相。

(3) 固溶处理后水淬试样的室温拉伸曲线出现“双屈服”现象,并且随着固溶温度的提高第一屈服点逐渐升高。固溶处理后水淬和空冷试样在595℃时效后强度提高,塑性降低。水淬试样的这种性能变化更明显。

(4) 在900~920℃固溶后空冷并时效的合金其拉伸强度随温度变化不大,塑性略微降低。在900℃和920℃固溶处理后再进行空冷+595℃时效处理的合金,其强塑性匹配都比较好。

The authors have declared that no competing interests exist.