鈦及鈦合金具有眾多優(yōu)異性能,使其在各個領(lǐng)域得到廣泛使用[1-2]。在海洋環(huán)境中,鈦及鈦合金的耐腐蝕性使其成為建造船舶、海底設(shè)備(如潛水器、海底管道等)、以及海洋平臺的理想材料,能經(jīng)受住鹽分和海水的長期侵蝕。在醫(yī)學(xué)領(lǐng)域,鈦及鈦合金由于其良好的生物相容性,被廣泛用于制作人工關(guān)節(jié)、骨科植入物、牙科修復(fù)等,能夠在人體內(nèi)長期穩(wěn)定存在,與人體組織良好融合。在化學(xué)工業(yè)中,鈦及鈦合金耐腐蝕的特性使得它適用于制造反應(yīng)器、管道和儲罐等設(shè)備,能有效抵抗各種化學(xué)介質(zhì)的侵蝕,延長設(shè)備壽命。

Ti662鈦合金是一款典型的兩相結(jié)構(gòu)鈦合金,其化學(xué)成分主要以Ti為基礎(chǔ),通過添加Al、V、Sn等元素,形成了高合金化的一種兩相鈦合金。其最初的設(shè)計是作為Ti-6Al-4V鈦合金的一種加強型鈦合金,由于優(yōu)異力學(xué)性能以及優(yōu)良耐腐蝕性,使其在石油化工、航空工業(yè)等各個領(lǐng)域中均得到大量應(yīng)用[3-4]。

在傳統(tǒng)的工業(yè)生產(chǎn)過程中,強化合金的手段主要有熱處理強化以及塑性加工強化,但由于塑性加工強化需要對合金不斷施加變形,會導(dǎo)致其能源消耗較大。而熱處理強化則具有方便快捷,能耗較小等優(yōu)點,是工程上應(yīng)用最多且最為便捷的強化手段。

目前,固溶時效熱處理是鈦合金熱處理研究的主要工藝[5-7],但在實際工程生產(chǎn)中,較多情況下無法進行固溶時效處理,如尺寸較小的絲材,其在進行水冷處理時,會導(dǎo)致絲材發(fā)生變形,進而導(dǎo)致產(chǎn)品不合格。此外,目前關(guān)于鈦合金熱處理溫度的研究主要集中在兩相區(qū)溫度,而鮮有關(guān)于單相區(qū)溫度的研究報道。鑒于工程實踐的實際需求和當(dāng)前科研領(lǐng)域的進展,本選擇Ti662鈦合金作為研究對象,探究該合金在不同退火溫度條件下的微觀組織以及拉伸性能變化趨勢,通過對Ti662鈦合金在兩相區(qū)和單相區(qū)退火處理后的研究,能為該合金在工業(yè)生產(chǎn)中的實際應(yīng)用提供重要的參考依據(jù)。研究成果有助于優(yōu)化材料的熱處理工藝,提高Ti662鈦合金在航空、航天、醫(yī)療器械等領(lǐng)域的性能表現(xiàn),從而推動相關(guān)行業(yè)的發(fā)展。

1、實驗材料及方法

在本實驗中,Ti662鈦合金原材料為高品質(zhì)0A級小顆粒海綿鈦以及五元中間合金Ti-Al-V-Sn-Fe-Cu。首先,通過三次真空熔煉工藝,將海綿鈦及中間合金熔煉成鈦合金鑄錠。隨后通過自由鍛造機,將鈦合金鑄錠進行多次鍛造加工,將鑄錠加工成直徑為110mm的鈦合金棒材。通過金相學(xué)方法,測得該Ti662鈦合金的相變溫度為943℃,并測得鈦合金棒材化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:6.12Al、6.15V、2.01Sn、0.61Fe、0.62Cu、0.14O、Ti余量。

對實驗用Ti662鈦合金棒材進行切割并進行加熱處理,加熱溫度包含兩相區(qū)與單向區(qū)溫度,采用箱式電阻爐作為加熱設(shè)備,具體熱處理制度如表1所示,其中AC代表合金加熱完成后進行室溫冷卻。

待加熱處理完成后,借助型號為Axiouert的光學(xué)顯微鏡對合金進行微觀組織形貌觀察,以分析合金經(jīng)不同退火處理工藝處理后的晶粒結(jié)構(gòu)。隨后通過Instron電子萬能試驗機對經(jīng)不同退火工藝處理后的鈦合金棒材進行室溫拉伸性能測試。為了更深入地分析合金斷裂機制,最后利用Ziss掃描電子顯微鏡對拉伸試樣的斷口進行微觀形貌分析。

2、實驗結(jié)果與分析

2.1微觀組織形貌

圖1展示了Ti662鈦合金在不同退火溫度條件下的組織形貌特征,發(fā)現(xiàn)在經(jīng)900℃處理后(見圖1a),此時的組織主要由兩部分構(gòu)成,其中初生α相(位置A)在組織中占據(jù)較大比例,并有一定數(shù)量的β轉(zhuǎn)變組織(位置B)位于組織中。此外,發(fā)現(xiàn)大量呈現(xiàn)細小針狀結(jié)構(gòu)的次生α相(位置C)在β相轉(zhuǎn)變組織內(nèi)部彌散分布,在相鄰次生α相之間并存在少量的殘余β相。這種混合相結(jié)構(gòu)是由于退火過程中α相未能完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?在隨后的冷卻過程中保留了部分原始的β相。當(dāng)退火溫度上升至920℃時(見圖1b),觀察到β轉(zhuǎn)變組織體積有所增加,但初生α相的數(shù)量有所下降,這表明加熱溫度升高會促使α相發(fā)生溶解,隨著退火溫度的逐步提升,Ti662鈦合金的微觀組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了一定的變化。進一步將退火溫度提升到940℃(見圖1c),發(fā)現(xiàn)初生α相的含量急劇減少,而β轉(zhuǎn)變組織體積進一步增多。并發(fā)現(xiàn)伴隨退火溫度的不斷提升,組織中呈現(xiàn)細小針狀結(jié)構(gòu)的次生α相的尺寸明顯增大。在退火溫度達到合金的單相區(qū)溫度960℃后(見圖1d),發(fā)現(xiàn)形貌粗大的β晶粒在組織中出現(xiàn),并有形貌為三叉狀的晶界存在。此外,組織中出現(xiàn)更多的細小次生α相,這表明在單向區(qū)溫度下,組織中α相以細小針狀形式存在于β晶粒中。

觀察Ti662鈦合金在整個退火過程中,其微觀組織形貌經(jīng)歷了一系列變化。當(dāng)合金處于兩相區(qū)溫度的加熱階段,組織中α相開始溶解,但溶解速率并不均勻,而是優(yōu)先從組織中最薄且體積較小的α相開始,該溶解現(xiàn)象會促使組織中初生α相晶粒結(jié)構(gòu)趨向于等軸化,提高合金組織整體均勻性。隨著加熱溫度進一步升高至單相區(qū)時,組織中α相徹底發(fā)生溶解,即所有α相完全消失,轉(zhuǎn)化為單一的β相,合金的組織結(jié)構(gòu)此時呈現(xiàn)出粗大β晶粒形貌。在加熱結(jié)束后的冷卻過程中,此時組織中β相向α相發(fā)生轉(zhuǎn)變。在此過程中,隨著退火溫度的提高,組織在冷卻過程中產(chǎn)生的過冷度也隨之增加。過冷度的增加有利于促進次生α相的析出,而且析出的次生α相不僅數(shù)量增多,體積也相對增大。即當(dāng)退火溫度升高的過程中,其組織中的次生α相含量與體積為逐漸增加趨勢。

2.2拉伸性能分析

圖2展示了Ti662鈦合金在經(jīng)過不同退火溫度處理后,其拉伸性能的變化趨勢。當(dāng)退火溫度逐漸升高,合金的強度表現(xiàn)出明顯的提升趨勢,即合金強度在退火溫度為900℃時最低,但塑性最高,此時抗拉強度Rm為1170MPa,屈服強度Rp0.2為981MPa,斷后伸長率A為21%,斷面收縮率Z為40%。

在退火溫度為960℃時,合金強度達到最大值,塑性達到最小值,此時抗拉強度R_m為1237MPa,屈服強度R_p0.2為1069MPa,斷后伸長率A為2%,斷面收縮率Z為8%。

合金微觀組織結(jié)構(gòu)的改變會對其力學(xué)性能產(chǎn)生不同的影響,特別是組織中初生α相的含量和形態(tài),對合金的拉伸性能具有顯著影響。相關(guān)研究表明[8],合金的塑性性能與組織內(nèi)部的初生α相含量和分布密切相關(guān)。當(dāng)初生α相以等軸晶粒的形式存在時,合金的塑性能夠得到顯著提升,其原因主要是合金在塑性形變過程中,具備無特定取向晶體結(jié)構(gòu)

的等軸初生α相可以使得更多的滑移系被激活,增強了晶格間的協(xié)同作用,從而增強合金的延展性和可變形能力。故在退火溫度較低時,合金的塑性性能較高。然而隨著退火溫度的升高,初生α相的溶解轉(zhuǎn)變會導(dǎo)致其含量下降,進而降低了初生α相的含量。這就意味著可供激活的滑移系數(shù)量減少,合金的協(xié)調(diào)性能減弱,塑性性能也隨之減弱。因此,隨著退火溫度的上升,合金的塑性性能呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢。

合金的強度同樣受到其微觀組織結(jié)構(gòu)的影響,特別是組織中次生α相的分布和形貌。次生α相因其尺寸微小,在合金的塑性變形過程中,這些小尺寸的次生α相會形成障礙,其會限制位錯的有效運動,導(dǎo)致位錯在晶界處積累,這就需要更大的外部應(yīng)力才能推動合金繼續(xù)變形。這種阻礙效應(yīng)直接提升了合金的抵抗斷裂的能力,從而增加了其強度。因此,退火溫度升高,組織中次生α相含量越多,其形成的阻礙效果越明顯,合金強度增加。另外,相關(guān)研究還發(fā)現(xiàn)[9-10],組織中的β相轉(zhuǎn)變組織為層狀結(jié)構(gòu),其對合金的塑性性能有顯著的負面影響。這是因為這類組織結(jié)構(gòu)能降低晶界的連續(xù)性和流動性,使得合金在受力時更容易發(fā)生斷裂,而非均勻地變形,從而降低了合金的塑性。

綜上所述,退火溫度的不同會改變組織內(nèi)部的微觀組織形貌,當(dāng)組織中初生α相含量較高時,合金表現(xiàn)出較高的塑性性能,其組織易于流動且不易形成脆性斷裂。而當(dāng)組織中次生α相以及β轉(zhuǎn)變組織含量較多時,其塑性性能較差。

2.3斷口微觀形貌

圖3展示了Ti662鈦合金在經(jīng)過不同退火溫度處理后,其拉伸斷口表面的微觀特征形貌。在兩相區(qū)溫度進行退火處理后(900℃、920℃),合金斷口形貌展現(xiàn)出顯著的韌窩特征(位置D)。韌窩主要表現(xiàn)為等軸狀,表明在該溫度區(qū)間,合金內(nèi)部的塑性形變主要通過均勻分散的滑移活動進行,顯示出良好的塑性性能。此外,發(fā)現(xiàn)在較大的韌窩中,還存在較多數(shù)量的小尺寸韌窩。這些小韌窩的存在進一步證實了塑性形變過程中晶粒間的協(xié)同作用,因為小韌窩往往對應(yīng)于晶粒間的相對滑移,它們的出現(xiàn)反映了合金在塑性變形時的連續(xù)性和整體性。有研究表明[11],合金的塑性性能能夠通過拉伸斷口中韌窩的形貌和大小進行一定程度的判斷,當(dāng)韌窩數(shù)量較多且尺寸較大時,則說明合金在受到外力作用時能更好地進行連續(xù)的塑性流動,體現(xiàn)出較高的塑性。

相反,如果韌窩數(shù)量稀少且尺寸偏小,說明合金在變形過程中更容易發(fā)生局部斷裂,表明其塑性較差。即當(dāng)退火溫度位于兩相區(qū)時,合金的塑性性能較高。在合金經(jīng)940℃退火處理后,有撕裂棱(位置E)形貌在斷口中形成,而撕裂棱形貌的出現(xiàn),則表明拉伸試樣在承受更大應(yīng)力時,其內(nèi)部結(jié)構(gòu)更傾向于抵抗而非連續(xù)的塑性變形,從而提高了抗拉強度[12],故撕裂棱的出現(xiàn)標(biāo)志了合金強度的顯著提升。當(dāng)退火溫度進一步提升至單相區(qū)溫度后(960℃),拉伸試樣在塑性變形時,組織中粗大β晶粒的晶界位置容易有空洞生成并隨著拉伸的進行而迅速 擴展,這導(dǎo)致了斷口的粗糙和不連續(xù),故此時斷口的形貌特征轉(zhuǎn)變?yōu)轭愃朴诮Y(jié)晶狀巖石的結(jié)構(gòu),反映了較低的塑性性能。即合金在這種狀態(tài)下更傾向于脆性斷裂,而非持續(xù)的塑性變形。

此外,除上述形貌外,發(fā)現(xiàn)在斷口中有二次裂紋形貌(位置F),其是因為拉伸試樣在變形時,組織中會有裂紋出現(xiàn),而此時的組織中存在大量的次生α相,其會作為阻礙物來抑制裂紋擴展,進而改變裂紋延展路徑,使其不再沿單一方向延伸,而是產(chǎn)生分散性的分支,形成二次裂紋[13]。

3、結(jié)論

(1)Ti662鈦合金在退火溫度升高過程中,初生α相含量以及體積在組織中比例不斷降低,而β轉(zhuǎn)變組織的含量以及體積不斷增加,當(dāng)達到單相區(qū)溫度后,發(fā)現(xiàn)形貌粗大的β晶粒在組織中出現(xiàn),并有形貌為三叉狀的晶界存在,且組織中出現(xiàn)更多的細小次生α相。

(2)Ti662鈦合金在不同退火溫度條件下,最大抗拉強度R_m為1237MPa,最大屈服強度R_p0.2為1069MPa,而最大斷后伸長率A為21%,最大斷面收縮率Z為40%。

(3)合金經(jīng)兩相區(qū)低溫退火后,大量等軸狀韌窩在斷口中均勻分布,在退火溫度接近相變點時,斷口中出現(xiàn)明顯的撕裂棱,而拉伸斷口的形貌在退火溫度升至單相區(qū)后,有巖石狀形貌出現(xiàn)在拉伸斷口中,并發(fā)現(xiàn)在斷口中出現(xiàn)明顯二次裂紋形貌。

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