亞穩(wěn)β鈦合金具有較高的比強度、疲勞強度以及優(yōu)異的耐蝕性、生物相容性和易成型性，在航天航空、海洋工程、生物醫(yī)學以及汽車工業(yè)等領(lǐng)域得到了廣泛的應用[1~5] 固溶處理主要影響亞穩(wěn)β鈦合金中α相的形貌、分布與體積分數(shù)等，且α相的存在可提高其強度[6~8] 因此，控制α相的析出對于調(diào)控合金的性能極為重要 亞穩(wěn)β鈦合金中有足量的β穩(wěn)定元素，因此當固溶溫度高于β相變點(Tβ )時合金保持單一的β相組織，但是固溶溫度過高則使β相長大而顯著降低合金的強度[9, 10] 當固溶溫度略低于Tβ 時則有α相的析出，可顯著提高合金的強度[11~13] 但是，進一步降低固溶溫度則使合金元素固溶不充分，反而不能提高合金的強度 亞穩(wěn)β鈦合金的力學性能與其顯微組織密切相關(guān)，且其顯微組織對固溶溫度十分敏感，因此選擇適當?shù)墓倘芴幚砉に噷φ{(diào)控亞穩(wěn)β鈦合金的力學性能極為重要[14~17] 本文選取不同的固溶溫度對一種新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Zr鈦合金進行熱處理，研究固溶溫度對其組織和性能的影響

1 實驗方法

實驗用合金為根據(jù)d-電子合金設(shè)計法[18]設(shè)計的Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金，用真空自耗熔煉兩次得到直徑為160 mm的原始鑄錠，化學成分列于表1 用金相法測得該合金的相變點為790±5℃ 將鑄錠在β單相區(qū)鍛造，得到原始板材 圖1a給出了合金的鍛態(tài)顯微組織，圖1b給出了鍛態(tài)合金的XRD譜 可以看出，鍛態(tài)組織為單一β相，且由于鍛造溫度處于β單相區(qū)，晶粒較為粗大且在部分晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的滑移帶 這些滑移帶，是在鍛造過程中晶粒塑性變形產(chǎn)生的

Table 1

表1

表1Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的化學成分

Table 1Chemical composition of Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy (mass fraction, %)

Al	Mo	V	Cr	Zr	Ti
3.74	5.60	1.85	4.82	2.09	Bal.

圖1



圖1鍛態(tài)Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的光學顯微組織和XRD譜

Fig.1Optical microstructure (a) and XRD pattern (b) for as-forged Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy

為了研究固溶溫度對合金室溫拉伸性能的影響在鍛件上切取的板狀拉伸試樣，使用箱式電阻爐分別在(α+β)兩相區(qū)和β單相區(qū)各選取兩個溫度進行固溶處理，固溶后水冷 固溶處理工藝參數(shù)列于表2

Table 2

表2

表2Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的固溶處理工藝參數(shù)

Table 2Solution treatment conditions for Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy

Treated state	Solution temperature/℃	Solution time/h	Cooling mode
S1 S2 S3 S4	750 770 810 830	1 1 1 1	Water cooling Water cooling Water cooling Water cooling

使用WDW-200E型電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣的標距長度為20 mm、標距寬度為6 mm、標距厚度為2.5 mm 在每個溫度進行三組試驗，取其結(jié)果的平均值 用S-3400N型掃描電子顯微鏡觀察合金的顯微組織和拉伸斷口形貌，使用蔡司熱場掃描電鏡(配備EBSD)分析相形貌和分布，腐蝕液的體積配比為HF∶HNO3∶H2O=5∶15∶80

2 實驗結(jié)果和討論2.1 固溶處理后合金的顯微組織

圖2給出了Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金在低于相變點溫度的750℃和770℃分別固溶1 h水冷后的顯微組織 由圖2a和2c可見，由于固溶溫度處于(α+β)兩相區(qū)，與鍛態(tài)的單β相組織明顯不同，呈現(xiàn)出兩相組織特征 在750℃固溶處理時，α相從晶界、滑移帶周圍與β基體中同時析出，且大量α相聚集在滑移帶周圍(圖2b) 其原因是，在塑性變形產(chǎn)生的滑移帶周圍出現(xiàn)大量的位錯等缺陷，為α相的析出提供了形核位置 隨著固溶溫度的升高并接近相變點，α相的數(shù)量明顯減少，但是形貌沒有明顯的變化，依然為短棒狀和少量球狀，同時滑移帶也隨著固溶溫度的升高呈現(xiàn)逐漸消失的趨勢(圖2d) 究其原因，隨著固溶溫度的升高更多的溶質(zhì)原子溶入β基體中，而且鍛件在熱變形過程中產(chǎn)生的缺陷數(shù)量因熱激活而減少，故減少了α相形核的位置

圖2



圖2Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金在相變點以下固溶處理1 h后的顯微組織

Fig.2Microstructures of Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy after solution treatment below phase transition temperature for 1 h at 750℃, low magnification (a); at 750℃, high magnification (b); at 770℃, low magnification (c) and at 770℃, high magnification (d)

圖3給出了合金在高于相變點溫度固溶處理的EBSD-IPF圖和相分布 由于固溶溫度處于β單相區(qū)且合金中有足量的β穩(wěn)定元素，合金的顯微組織以單一β相為主只有極少量的α相 對比圖3a和圖3c中的EBSD-IPF圖，可見極少量的α相分布在晶界周圍，且隨著固溶溫度的升高析出數(shù)量降低 這表明，合金在β單相區(qū)熱處理后的冷卻過程中極少量的α相從β相中析出 而α相析出數(shù)量減少的原因是，隨著固溶溫度的升高大量β相穩(wěn)定元素溶入β基體使β相更加穩(wěn)定，從而抑制了α相的析出 [19] β相晶粒則隨著固溶溫度的升高呈現(xiàn)出聚集長大的趨勢，平均尺寸由260 μm增大到450 μm，形貌仍為等軸狀 EBSD分析給出的相分布表明，固溶溫度為810℃時β相與α相所占體積分數(shù)分別為99.6%與0.4%(圖3b)，固溶溫度升高至830℃時，β相與α相所占體積分數(shù)則為99.9%與0.1%(圖3d)

圖3



圖3Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金在相變點以上固溶1 h后的EBSD-IPF圖和相分布

Fig.3EBSD-IPF images and phase distribution images of Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy after solution treatment above phase transition temperature for 1 h at 810℃, EBSD-IPF (a); at 810℃, phase distribution (b); at 830℃, EBSD-IPF (c) and at 830℃, phase distribution (d)

圖4給出了合金在相變點以上固溶處理的顯微組織 可以看出，在相變點以上固溶處理可得到近乎全β相組織，β相的晶粒粗大晶界平直，且隨固溶溫度升高β晶粒長大的趨勢明顯(圖4a和圖4b) 這個結(jié)果，與EBSD分析結(jié)果一致 與鍛態(tài)組織作對比(圖4c)可見，固溶處理溫度高于β相變點時顯微組織中的滑移帶完全消失 這一結(jié)果表明，在相變點以上的溫度固溶處理可消除合金中熱變形產(chǎn)生的晶體缺陷，從而使鍛造過程中產(chǎn)生的滑移帶消失 在合金的塑性變形過程中，部分能量以畸變能的形式儲存在空位和位錯等缺陷中，使其自由能升高而在熱力學上處于亞穩(wěn)態(tài)，并且有向穩(wěn)定態(tài)轉(zhuǎn)變的趨勢 因此，當固溶溫度足夠高時，原子熱運動的加劇促進了由亞穩(wěn)態(tài)向穩(wěn)態(tài)的轉(zhuǎn)變 在這種轉(zhuǎn)變過程中空位遷移至表面、晶界或位錯處消失，同時在位錯的運動中異號位錯互相合并而抵消，最終使空位和位錯的密度降低，從而使鍛造過程中產(chǎn)生的晶體缺陷數(shù)量減少

圖4



圖4不同處理狀態(tài)Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的顯微組織

Fig.4Microstructures of forged Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy with different treated states (a) solution treatment for 1 h at 810℃; (b) solution treatment for 1 h at 830℃; (c) as-forged

2.2 固溶溫度對合金室溫拉伸性能的影響

表3列出了Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金在不同溫度固溶處理后的室溫拉伸性能 可以看出，固溶溫度為750℃的合金其室溫拉伸性能最高，抗拉強度(Rm)達到957MPa，屈服強度(RP0.2)達到887 MPa，伸長率(A)為11.7%；固溶溫度提高到770℃時合金的拉伸性能顯著降低，抗拉強度和屈服強度分別下降到915 MPa與875 MPa，伸長率最低僅為6.5%；當固溶溫度升高到相變點以上時合金的強度和塑性小幅度提高，抗拉強度和屈服強度分別達到925 MPa與885 MPa，伸長率提高到8.5%；隨著固溶溫度升高到830℃合金的抗拉強度和屈服強度再次降低，分別為896 MPa與866 MPa，而伸長率繼續(xù)提高到9.3% 值得注意的是，盡管不同的固溶處理條件使合金的室溫拉伸性能波動，但是都鍛態(tài)合金的高

Table 3

表3

表3不同熱處理狀態(tài)Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的拉伸性能

Table 3Tensile properties of Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy with different treated states

Treated state	Rm/MPa	RP0.2/MPa	A/%
S1 S2 S3 S4	957 915 925 896	887 875 885 866	11.7 6.5 8.5 9.3
As-forged	857	824	2.1

亞穩(wěn)β鈦合金的室溫拉伸性能，決定于相組成 當固溶處理溫度處于(α+β)兩相區(qū)時，合金的顯微組織主要由從β基體中析出的α相與β基體組成 固溶溫度為750℃時，在合金的顯微組織中出現(xiàn)大量的α相，部分聚集在滑移帶周圍其余的彌散分布在β基體中 具有密排六方結(jié)構(gòu)的α相中的滑移系數(shù)目較少，可有效地阻礙位錯運動，起第二相的強化作用[20] 同時，大量聚集在滑移帶周圍的α相可有效地降低滑移帶對裂紋擴展的有利作用 因此，當固溶溫度為750℃時，雖然鍛造產(chǎn)生的滑移帶依然存在而不利合金的性能，但是此時α相產(chǎn)生的析出強化依然起主要作用，使合金具有最高的室溫拉伸強度 在相變點以下的溫度進行固溶處理時，隨著固溶溫度的升高α相的析出數(shù)量減少，其產(chǎn)生的析出強化效應減弱 當固溶溫度為770℃時滑移帶雖有消失的趨勢但是依舊存在，在此條件固溶處理的合金其抗拉強度和屈服強度均明顯下降 因此，當析出的α相體積分數(shù)減少到一定程度，第二相強化的效果明顯降低，在第二相強化能力減弱和鍛造缺陷的雙重影響下裂紋的萌生與擴展更加容易，從而使合金的強度和塑性同時降低 當在相變點以上溫度固溶處理時，合金的顯微組織幾乎全為β相 其原因是：β相為體心立方結(jié)構(gòu)滑移系較多，因此塑性較好；另一方面，足夠高的固溶溫度使合金的成分更均勻并消除了熱變形產(chǎn)生的滑移帶，有利于提升合金的強度 因此，與在770℃固溶處理相比，在810℃固溶處理的合金其伸長率和抗拉強度均呈提高趨勢 但是，隨著固溶溫度的繼續(xù)升高β相晶粒粗化和晶界強化效應減弱，使合金的室溫拉伸強度降低

2.3 合金的拉伸斷裂行為

圖5給出了鍛態(tài)Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金在不同溫度固溶處理后的室溫拉伸斷口的典型形貌 由圖5a可見，在750℃固溶處理的合金其拉伸斷口呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征，大量的等軸韌窩均勻地分布在斷口，因此合金具有較高的塑性 圖5b給出了合金在770℃固溶處理后拉伸斷口的形貌 可以看出，與固溶溫度為750℃的合金斷口相比，韌窩的數(shù)量大大減少且分布不均勻 同時，還能觀察到大量的解理面和解理臺階 因此，在此條件下固溶處理的合金其拉伸斷口呈現(xiàn)出韌脆混合斷裂特征且以脆性斷裂為主，與固溶溫度為770℃的合金具有最低伸長率的拉伸結(jié)果一致 圖5c表明，在相變點以上的810℃固溶處理的合金，其斷口上密集分布著大量等軸韌窩和少量解理面 這表明，合金在拉伸變形時發(fā)生韌脆混合斷裂但是以韌性斷裂為主，與770℃固溶處理后的合金相比其塑性明顯改善 在固溶溫度升高到830℃的斷口上解理面消失，斷口形貌以韌窩為主，但仍可觀察到河流狀花樣(圖5d) 與此相對應，在830℃固溶處理的合金其塑性進一步提高，但是與圖5a相比其韌窩較淺，因此伸長率依然不如在750℃固溶溫度處理的合金 綜上所述，在不同溫度固溶處理的Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金其拉伸斷裂方式的變化，與其室溫斷裂伸長率隨固溶處理溫度呈先降低后提高的趨勢一致

圖5



圖5Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金在不同溫度固溶處理后的拉伸斷口形貌

Fig.5Morphology of tensile fracture surfaces for Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr alloy after solution treatment at different temperatures (a) 750℃; (b) 770℃; (c) 810℃; (d) 830℃

3 結(jié)論

(1) Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的鍛態(tài)顯微組織為單一β相，在部分晶粒中有大量的滑移帶 在相變點以下的溫度進行固溶處理時，β基體中析出大量α相；隨著固溶溫度的提高α相體積分數(shù)明顯減少，部分滑移帶消失 當固溶溫度高于相變點時，顯微組織為全β相且滑移帶完全消失，隨著固溶溫度的進一步升高β晶粒聚集并長大

(2) 與鍛態(tài)相比，固溶處理使Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金的室溫拉伸性能顯著提升 在相變點以下或以上進行固溶處理時，隨著固溶溫度的提高合金的室溫抗拉強度和屈服強度均呈下降趨勢 同時，隨著固溶溫度的提高這種合金的伸長率呈現(xiàn)先下降后提高的趨勢

(3) 鍛態(tài)Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr合金經(jīng)750℃×1 h雙相區(qū)固溶處理后，其室溫拉伸性能最高，相應的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為957 MPa、887 MPa和11.7%，具有良好的強塑性匹配

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The effects of solution treatment and aging treatment on microstructures and mechanical properties of Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr alloy bars have been investigated. The results show that the highest hardness and the highest tensile strength can be achieved by the solution and aging treatment (800℃×30 min/AC+510℃×16 h/AC), and an insignificant decline on elongation rate and necking rate is also acquired. The quantity and size of the ω-phases and α-phases result in the increase of hardness and strength of Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr alloy bars. A lot of dimples exist in the tensile fractures of the hot rolling alloys and heat treatment alloysdemonstrating a typical ductile fracture.

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時效處理對Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金力學性能的影響

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研究了固溶時效處理對Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金拉伸性能的影響 結(jié)果表明：在800℃/30 min+500℃/12 h處理后,合金的硬度和抗拉強度達到極大值,其延伸率和斷面收縮率沒有明顯的降低 合金的硬度和強度的提高是ω和α析出相共同作用的結(jié)果 在合金的熱軋態(tài)和熱處理態(tài)的斷口都出現(xiàn)了大量的韌窩,表明其為典型的韌性斷裂

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Effect of heat treatment process on microstructure and mechanical properties of titanium alloy Ti6246

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研究了熱處理溫度和冷卻方式對Ti6246合金顯微組織、相組成以及室溫拉伸性能的影響 結(jié)果表明：固溶熱處理后合金的相組成主要與冷卻方式有關(guān) 在β單相區(qū)及(α+β)兩相區(qū)固溶后水冷,β相均轉(zhuǎn)化為α′′馬氏體和少量亞穩(wěn)β相 空冷組織中的β相轉(zhuǎn)變?yōu)楹猩倭看紊料嗟摩罗D(zhuǎn)變組織,隨著熱處理溫度的提高次生α相的含量逐漸增加,尺寸也逐漸增大 時效后組織中的亞穩(wěn)相發(fā)生分解,析出細小的次生α相 固溶后水冷試樣的拉伸曲線上出現(xiàn)“雙屈服”現(xiàn)象,且隨著固溶溫度的提高合金第一屈服點逐漸升高 水淬和空冷合金試樣在595℃/8 h時效后其室溫拉伸強度提高,延伸率及斷面收縮率降低,水淬試樣室溫拉伸性能的變化更大 固溶后空冷且在595℃時效處理的合金,其室溫拉伸性能可達到較好的強塑性匹配

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Effect of Pre-aging on Superplasticity of TB8 Ti-Alloy

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研究了預時效對TB8鈦合金的顯微組織和超塑性的影響 結(jié)果表明,當預時效溫度為520℃預時效時間為1 h時TB8鈦合金的超塑性能最佳,伸長率達到362%,比未經(jīng)時效的伸長率提高了165% 時效處理后在亞穩(wěn)態(tài)β相晶界和晶內(nèi)析出一定量的細小α相,變形時α相既能抑制基體組織的晶粒過分長大,又能在一定程度上使脫溶組織發(fā)生應變集中而破碎,使晶粒細化從而提高TB8鈦合金的超塑性 在預時效溫度一定的條件下,隨著時效時間的延長斷口組織的晶粒度先減小后增大,在時效時間約為1 h的晶粒最細小,伸長率最高 時效時間一定時,時效溫度約為520℃的斷口組織最為均勻,伸長率最高

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