热处理制度对Ti-5111 合金棒材组织与性能的影响

草虫gg 2022-09-28 发布于四川

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文/周娜，宋蕊池，李巍，王小翔，李瑞·宝鸡钛业股份有限公司

Ti-5111 合金名义成分为Ti-5Al-1Mo-1V-1Zr-1Sn，是美国研发的一种低成本钛合金，其含有高浓度α 稳定元素(5%Al)和较低含量β 稳定元素，如V、Mo，属于近α 合金。Ti-5111 合金强韧性高、可焊接性良好，抵抗海水腐蚀能力优异，且成本低于同特性(例如Ti6Al4V ELI)的钛合金，因此在高性能潜艇机械和结构部件中具有重要的应用价值，目前它已经被美国应用于一系列海军服役设备中，例如水下无人车辆外壳。为了将其应用至更多零部件，更深入地了解热处理工艺对Ti-5111 组织和性能的影响显得非常必要，这也是本文研究的目的。

本研究选用经自由锻造制备的φ47mm 的Ti-5111 精锻棒材，经过普通退火、不同的固溶时效制度处理，对各自对应的组织和性能进行检测，分析研究了不同的热处理制度对Ti-5111 棒材组织和性能的影响。

试验

试验材料

本次试验选用经过二次真空自耗电弧熔炼的Ti-5111钛合金铸锭，其相转变温度为975～985℃，化学成分满足ASTM 标准要求，如表1 所示。

表1 钛合金铸锭化学成分(wt%)

加工主要设备

试验中所用到主要加工设备为80/100MN(10000t)油压快锻机、2500t 油压机、电阻炉、SXP-13 精锻机。

试验方法

Ti-5111 铸锭经单相区开坯，经两相区多火次自由锻造变形，最后通过径向锻造至φ47mm 精锻棒，其显微组织如图1 所示。由图1 可见，合金组织由拉长的条状初生α 相和少量β 转变组织组成，初生α 相含量大约为75%。

图1 Ti-5111 合金棒材的锻态组织

热处理试验在箱式电阻炉中进行，表2 为试验中采用的几种热处理方案。经热处理后，使用线切割切取规格15mm×15mm×80mm 的室温拉伸试样，15mm×15mm×20mm 的显微组织试样，15mm×15mm×60mm 的室温冲击韧性试样(开口类型为“V”口)。以热态作为基准，检测各组对应的力学性能和组织形貌。通过分析对比，研究不同的组织性能如何随热处理温度的变化而变化。检测显微组织采用Axiovery 200 MAT 光学显微镜，利用Clemexe成像软件配合光学显微镜确定显微组织中初生α 相的体积分数，室温拉伸性能检测使用Instron 5885 电子万能材料试验机，室温冲击韧性使用JNS-300 摆锤式冲击试验机。

表2 Ti-5111 钛合金棒材热处理工艺方案

结果与讨论

不同热处理制度对组织的影响

Ti-5111 合金棒材经不同热处理制度下的显微组织见图2。

图2 Ti-5111 合金棒材在不同热处理状态下的显微组织

图2(a)、图2(b)、图2(c)、图2(d)、图2(e)为合金棒材在不同固溶温度下的显微组织，对应的不同组织中初生α 相含量变化趋势见图3。可以看出，试样分别在750℃、800℃、930℃、950℃退火后，棒材显微组织均为双态组织，即由初生α 相和β 转变相组成。随着温度的升高，初生α 相含量逐渐减少，β 转变组织逐渐增多。退火温度为750℃时，组织中含有约55%的初生α 相。温度为930℃时，初生α相持续向β 相中溶解，初生α 相减少为50%，且α 相形态由拉长状逐渐转变为球化程度较好的等轴状。温度升至950℃时，初生α 含量减少至45%，β 转变相中出现少量细长的次生α 相。这是由于在普通退火过程中，随着温度的增高，α 相溶解成为高温过饱和固溶体，初生α 相不断溶解于β 相中，因此含量相应减少。

图3 Ti-5111 合金棒材在不同热处理状态下的初生α 相含量

当加热温度升至1000℃(α+β/β 相转变温度10℃～15℃以上)时，得到魏氏组织(图2e)，初生α 相大部分转化为原始β 相，α 晶界及晶内片层α 非常薄，晶内由不同细长的α 集束组成，典型的α 板条被保留的β 层所包围，β 层富集于β 稳定元素中。这些层的形成是β 稳定元素在迁移界面之前扩散的结果。由此可见，热处理制度对 Ti-5111钛合金的组织状态和相比例有一定的影响，初生α相的含量和次生α 相的比例及形状因退火温度改变而得到改变。

固溶时效为钛合金中常用的一种热处理制度。固溶即为在高温加热过程中，使得合金元素固溶至基体中，随后在快冷过程中发生非平衡转变，从而形成过饱和固溶体，紧接着在随后的时效过程表中使饱和度降低，从而析出第二相。综合考虑普通退火后的力学性能检测结果，选定930℃作为第一重固溶温度。钛合金的时效主要是依靠β 相在时效过程中析出弥散的α 固溶体，使合金得到强化。然而，哪个时效温度才能达到强度和冲击韧性的最佳配合？本研究分别选择时效温度530℃、560℃、590℃、620℃，进行进一步热处理制度摸索。图 2(f)、图2(g)、图2(h)、图2(i)为不同时效温度下的显微组织形貌。可以看出，随着时效温度的提高，整体显微组织仍是双态组织，初生α 相含量变化不大。

不同热处理制度对力学性能的影响

对经9 种热处理后的试样进行室温力学性能检测，室温拉伸性能、冲击功变化趋势见图4。从图4Ti-5111 合金棒材在不同热处理制度下的室温拉伸性能可以看出，合金在锻态时，屈服强度和抗拉强度均超过热处理后的强度，抗拉强度约为940MPa。随着热处理温度的升高，室温抗拉强度Rm、屈服强度Rp0.2 均呈下降趋势，伸长率A、断面收缩率Z 整体呈上升状态。750℃热处理后，棒材的抗拉强度下降30MPa，塑性轻微上升；930℃热处理后，抗拉强度降低约40MPa，塑性相对变化不大。1000℃热处理后，强度呈明显上升的趋势，Rm 值约945MPa，比R 态提高5MPa，塑形变化却急剧下降，这是因为热处理工艺超过相变点，形成魏氏组织，密集排列细长的次生α 相增加了强度，而材料的塑性除了与再结晶β 晶粒尺寸有关外，还与晶界α 相有关。片状组织中的一定厚度的连续晶界α 相，为显微孔洞的形核长大到临界尺寸提供了一条有利途径，从而产生晶间断裂，使片状组织的塑性大幅度低于等轴组织和混合组织。

图4 Ti-5111 合金棒材在不同热处理状态下的室温拉伸性能、冲击功

固溶温度为930℃不变时，随着时效温度的升高，抗拉强度及屈服强度变化不明显，伸长率、断面收缩率呈现出先增后减的趋势。时效温度较低时，次生α 相呈弥散的针状析出。随着时效温度升高，弥散度增大，从而强化效果增加，而温度过高时。针状α 相获得更大的驱动力，从而发生扩散使得相界发生迁移，形成尺寸较大的片状α 相，从而强化效果反而下降。

从图4Ti-5111 合金棒材在不同热处理制度下的冲击性能变化趋势可以看出，合金的锻态冲击性能较低，随着退火温度的升高，冲击性能逐渐上升。930℃时，冲击吸收功可达到80J。退火温度超过相变点后，冲击性能又降低。R 态及经单重退火处理后，V 形缺口试样冲击功均可达50J 以上，表现出良好的冲击性能。固溶温度为930℃，经不同时效温度热处理。时效温度为530℃时，冲击吸收功达到62J。随着时效温度升高，冲击性能大幅度下降。

为了更好的分析热处理制度对Ti-5111 合金棒材冲击性能的影响，对个别冲击试验断口形貌进行分析，见图5。从图5 中可见，930℃，950℃，热处理后的冲击断口形貌差异不大，断口相对平直，呈灰色，1000℃热处理后的断口非常粗糙，部分呈现出金属光泽。图为冲击试样断口的SEM 照片。从图中可见，断口韧窝分布相对均匀，1000℃处理后的断口韧窝数量较少，且可见解理台阶以及河流花样。材料的韧性除与α 相比例有关外，还和其形貌有关。930℃处理后的双态组织，冲击性能最好，1000℃处理后，可能片状α 相的位向与主裂纹扩展方向相近，裂纹沿α相片间通过，因此冲击性能最差。