深海裝備用Ti75耐蝕鈦合金鍛件后續(xù)熱處理微觀調控機制及冷熱加工全流程性能穩(wěn)定性優(yōu)化研究——立足海洋工程鈦合金冷熱成形焊接后續(xù)熱加工全鏈條制造場景，聚焦工序熱源導致的組織性能波動難題

引言

近年全球深海與極地區(qū)域的科學探索活動日益活躍，對高性能海洋裝備及海洋結構材料的需求愈發(fā)緊迫。鈦合金具有密度低、比強度高、耐海水腐蝕及海洋大氣腐蝕、無磁、可焊可加工性好等優(yōu)良的綜合性能，在船舶與海洋工程領域得到了廣泛的應用[1-3]。強度、塑性、沖擊韌性是船用鈦合金材料的重要性能指標，鈦合金結構的高度復雜性和海洋極端環(huán)境對鈦合金材料的強度一塑性一韌性綜合性能的調控與匹配提出了更高的要求。近α型Ti75合金的名義化學成分為Ti-3Al-2Mo-2Zr,具有中強、高韌、耐蝕、可焊、加工性能好的特點，在船舶、石油、化工等領域具有廣泛的應用前景[4-5]。

隨著海洋工程領域用鈦合金結構損傷容限設計理念的發(fā)展以及船用鈦合金材料評價體系和指標體系的不斷完善[6-7],鈦合金材料強度、塑性、韌性的綜合匹配和提升顯得愈加重要。船用鈦合金結構對塑性和韌性裕度的要求較航空領域高,且結構形式越復雜、服役工況越惡劣，塑性、韌性的指標就越高。船用鈦合金結構件多采用冷熱成形+焊接的方式進行集成建造，制造環(huán)節(jié)中常涉及去應力退火、熱定形、局部熱處理、焊接等工藝。溫度、冷卻速率是通過熱處理調控鈦合金材料組織微觀結構,進而影響其使役性能的重要參數，故加工制造環(huán)節(jié)引入的熱源可能對原材料的性能產生不利影響，進而對船舶與海洋工程領域鈦合金結構的服役安全性造成威脅。近年來學者多關注Ti75合金的塑性變形[8-9]、焊接工藝[10]、板材和管材制備技術[11],關于Ti75合金鍛件性能的熱處理調控以及后處理對其力學性能的影響的公開報道較少，因此很有必要開展后處理對Ti75合金鍛件的顯微組織和力學性能的影響研究。

筆者選用退火態(tài)Ti75合金鍛件,在750~950℃溫區(qū)保溫，采用空冷和爐冷兩種冷卻方式對其進行后處理，獲得了其顯微組織演變和力學性能變化規(guī)律，探究了后續(xù)熱處理工藝對退火態(tài)Ti75合金的顯微組織和力學性能的內在影響機制,為該合金強度、塑性、沖擊韌性的綜合匹配及其在海洋工程領域的安全應用提供了數據支撐和理論基礎。

1、試驗材料與方法

試驗材料為2次真空電弧熔煉制備的鑄錠,經β相變點以上開坯,在兩相區(qū)經多火次鍛造,并采用935℃/4.5h/AC進行退火處理,獲得退火態(tài)Ti75合金鍛件(記為HTA)。采用METTLER公司TGA/DSC1同步熱分析儀測得該合金的β轉變溫度為975℃。化學成分如表1所示,材料顯微組織如圖1所示,主要由等軸α相和β相轉變組織構成。采用線切割的方式從Ti75合金鍛件上切取尺寸為25mmx40mmx 80mm熱處理試塊，按照表2進行后續(xù)熱處理。對不同工藝熱處理后Ti75材料進行顯微組織取樣,采用 ZEISS Observer Z1.M金相顯微鏡和 Quanta650掃描電子顯微鏡(SEM)分析顯微組織結構。從熱處理后試塊上進行拉伸、沖擊樣坯取樣并加工。參照GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》,采用標距段尺寸為?5mmx25mm的拉伸試樣在室溫下進行拉伸試驗。參照GB/T 229-2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》,采用10mmx10mmx55mmV型缺口沖擊試樣在室溫下進行沖擊試驗。

表1 Ti75合金化學成分

Table 1 Chemical composition of Ti75 alloy ingot%

表2 Ti75合金后處理工藝

Table 2 Post heat treatment process used for as annealed Ti75 alloy

2、結果與討論

2.1后處理溫度和冷卻速率對組織的影響

圖2、3為退火態(tài)Ti75合金經不同溫度處理后空冷的顯微組織。采用ImageJ軟件對光學金相組織中等軸α相的體積分數進行統(tǒng)計,結果如圖4所示。750℃溫度較低，α相向β相轉變動力不足，顯微組織由等軸α相和β轉變組織構成,見圖3(a),等軸α相體積分數約為55%。溫度升至800℃,片層α相厚度增至最大約為1.0μm,長寬比降低,如圖3(b)。850℃保溫處理時，大量較小的片層α相溶解，發(fā)生α相→β相轉變，在隨后的空冷過程中高溫β相析出細小α相。尺寸較大的片層α相則因轉變動力不足無法發(fā)生相變而保留下來[12],并有所長大。冷卻至室溫后，β基體上分布有大量的細小α相與少量長寬比較小的粗大片層α相,如圖3(c)所示。900~950℃時，進入α+β兩相區(qū)，α相向β相轉變的驅動力足夠大，原始β轉變組織內的片層α相完全溶解，等軸α相部分溶解且晶粒尺寸減小，如圖2(d)~(f)。隨著后處理溫度不斷接近β轉變溫度,等軸α相溶解的驅動力增大,其體積分數隨著后處理溫度的升高而逐漸降低至45%;β轉變組織體積分數、α集束尺寸則逐漸增大,且未發(fā)現與圖3(c)類似的粗大片層α相。在該溫度區(qū)間，片層α相的厚度隨后處理溫度升高而逐漸增大,如圖3(d)~(f)所示,但由于試驗用熱處理試塊尺寸遠小于原大規(guī)格鍛件,冷卻速率較快,故片層α相厚度仍小于退火態(tài)。

片層α相的形態(tài)、尺寸與元素再分配效應和過冷度密切相關[13]。750~800℃，α相向β相轉變的驅動力不足，β轉變組織內部的片層α相隨溫度的升高而逐漸長大。溫度進一步升高，片層α相開始溶解。由于原始材料在相變過程中發(fā)生元素擴散，產生元素再分配現象，后析出的片層α相中a穩(wěn)定元素含量較低，故溶解的順序與原始組織形成過程相反。空冷過程中高溫β相轉變?yōu)槠瑢应料嗟淖枇χ饕獊碜驭料嗯c基體間形成界面而增加的界面能，以及α相與β相比容不同引起的體積應變能。應變能、界面能與相形態(tài)具有一定關系，片層狀α相應變能最小、針狀次之、球形應變能最大，界面能卻按上述次序遞減[15]。高溫β相→α相時，應變能為主要控制因素。850℃保溫時，α穩(wěn)定元素含量較低、穩(wěn)定性較低的片層α相優(yōu)先溶解，轉變?yōu)楦邷卅孪唷＠鋮s時，a穩(wěn)定元素含量較低的高溫β相轉變?yōu)槭覝胤€(wěn)定α相的過冷度大，驅動力較大，根據最小自由能原理，其轉變的片層α相最為細小。900~950℃時,隨著溫度升高,高溫β相中α穩(wěn)定元素含量升高,相對過冷度降低，片層α相尺寸有所增大。

圖5、6為退火態(tài)Ti75合金經不同溫度處理后爐冷的顯微組織。由結果可知，750~850℃時，隨著溫度升高，等軸α相體積分數無明顯變化，約為59%,如圖5(a)~(c);片層α相的厚度逐漸增至1.3μm,極少處可達約3.9μm,長寬比逐漸降低,如圖6(a)~(c)。900℃時，β轉變組織中同時分布有較為細小的α相和粗大片層α相，如圖6(d)，其形成機制與850℃空冷時相同。925℃時，等軸α相溶解明顯，體積分數降至55%;片層α相厚度約為3.0μm,最大處可達約7.8μm,長寬比較小,如圖(e)。隨著溫度升至950℃,等軸α相體積分數進一步降至約40%,片層α相形態(tài)逐漸轉變?yōu)槎贪魻?甚至逐漸球化,長寬比進一步降低,如圖6(f)。與空冷后的顯微組織對比可知，爐冷后的片層α相厚度相對較大。此外,750~925℃區(qū)間后處理并爐冷的Ti75合金中等軸α相體積分數高于空冷，這是因為爐冷的冷卻速率低，小尺寸片層α相有足夠的時間融入與其毗鄰的等軸α相和粗大片層α相。950℃高溫后處理時，等軸α相反而有足夠的時間溶解，故體積分數較空冷低。

2.2后處理溫度和冷卻速率對拉伸性能的影響

不同工藝處理后Ti75合金的拉伸性能如圖7所示。由結果可知，空冷時，屈服強度和抗拉強度隨著后處理溫度的升高而逐漸降低，在850℃稍有增加后又逐漸降低。兩相鈦合金的強度與等軸α相體積分數、α集束尺寸、片層α相尺寸等顯微組織參數密切相關。750~800℃時，片層α相厚度增大促使內部位錯滑移，α/β相界面減少使界面強化效應降低。此外，α集束尺寸長大，增大了位錯有效滑移距離[16]，故強度稍有降低。850℃時，β轉變組織中數量較少的粗大片層α相可發(fā)生塑性變形，但數量較多的細小α相內部滑移開動難度增大，難以發(fā)生塑性變形，同時界面強化效應增加[17]，綜合作用下強度升高。900~950℃時，無細小α相產生，等軸α相體積分數逐漸降低，同時α集束尺寸逐漸增大，提高了位錯有效滑移距離[18]，強度降低。爐冷時，Ti75合金強度變化規(guī)律與空冷基本相同，強度升高對應的后處理溫度為900℃,此時顯微組織結構與850℃空冷時相似，β轉變基體上分布有兩種形態(tài)的片層α相，其中細小α相難以發(fā)生塑性變形，引起強度升高[17]。與空冷相比,相同后處理溫度爐冷下Ti75合金組織中的片層α相厚度較大，甚至球化，相內部位錯易于開動滑移，利于塑性變形，故爐冷Ti75合金屈服強度低于空冷。

等軸α相內部的位錯增值和運動易于發(fā)生，變形能力很快分散到臨近的晶粒中，協(xié)調變形能力好[19],抵抗裂紋萌生的能力較片層組織強。β轉變組織中的α集束阻礙了滑移的進行，部分類型位錯難以穿過α/β相界面[20],在相界面處產生應力集中,易導致開裂。750~850℃空冷時，等軸α體積分數無明顯變化，延伸率受片層α相形態(tài)影響。800℃時片層α相厚度增大，塑性增強，850℃時大量細小α相難以變形[17],塑性降低。900℃時,等軸α相體積分數降低7%，導致延伸率降低。925℃時，α集束尺寸增大，提高了位錯有效滑移距離，延伸率升高[16]。950℃時，α集束尺寸雖有增大，但等軸α體積分數進一步降低，造成延伸率稍有下降。爐冷時，延伸率變化規(guī)律與空冷稍有不同。750~900℃,等軸α相體積分數無明顯變化，延伸率較為穩(wěn)定。925℃時,等軸α相體積分數較900℃降低4%,但次生α相厚度較900℃增大較多，綜合作用下，延伸率升高。950℃時，次生α相長寬比進一步降低，甚至球化，有利于塑性增加，但等軸α相體積分數驟降15%，造成延伸率下降。

2.3后處理溫度和冷卻速率對沖擊韌性的影響

不同工藝處理后Ti75合金的沖擊性能如圖8所示。由結果可知，沖擊韌性在低溫區(qū)無明顯變化，后隨著后處理溫度的升高而逐漸增大。沖擊試樣的斷裂主要吸收三部分能量，即裂紋形成、亞臨界擴展和斷裂能[21]。對于兩相鈦合金，等軸α相體積分數、β轉變組織相關參數對沖擊韌性均有一定影響[22-23]。由于晶體取向不同，α集束與等軸α相或者集束與集束交叉點易于產生應力集中而發(fā)生開裂。等軸α相體積分數較高時，裂紋可穿過等軸α相，裂紋擴展路徑曲折程度較低，不利于提高裂紋擴展功[24]。此外，裂紋擴展路徑的曲折程度也受α集束尺寸和片層α相厚度的影響[25]。片層α相厚度增大、長寬比降低有利于提高β轉變組織的協(xié)調變形能力，減少應力集中，提高了開裂閾值。當片層α相厚度增加到一定尺寸，對裂紋有阻擋作用，可促使裂紋改變擴展方向，使擴展路徑更加曲折[26]，進而提高材料的擴展功。

750~850℃后處理空冷時，Ti75合金的β轉變組織體積分數較低約為45%,只有極少量片層相厚度達到約為1.3μm,阻擋裂紋擴展能力有限裂紋擴展路徑曲折程度不高，對沖擊韌性提高貢獻較小，沖擊韌性在32~33J波動。900~950℃時，β轉變組織體積分數、α團束尺寸、片層α相形態(tài)共同決定沖擊韌性[27-28]。900℃時，β轉變組織體積分數增至52%,沖擊韌性升高;925℃時,β轉變組織體積分數無明顯變化，但α集束尺寸、片層α相厚度長大，沖擊韌性增至51J;95℃時，β轉變組織體積分數增幅較小，另片層α相的長寬比增大較多，不利于其協(xié)調變形能力[27],綜合作用下沖擊韌性無明顯變化。750~900℃后處理爐冷時，Ti75合金的β轉變組織體積分數約為41%,其沖擊韌性主要由片層α相形態(tài)決定[25]。850℃時大部分片層α相厚度約為1.3μm,少量可達3.9μm,有利于沖擊韌性提高。925~950℃時，沖擊韌性由β轉變組織體積分數和片層α相形態(tài)共同決定[29]。此時片層α相厚度增大，甚至球化，同時β轉變組織體積分數升高至60%,有利于裂紋擴展功的提高,沖擊韌性進一步增大至56J。750~800℃溫區(qū)進行后處理時，空冷后的沖擊韌性高于爐;850~950℃后處理時，空冷后的沖擊韌性反而低于溫爐冷。這主要是因為750~800℃區(qū)間內空冷和爐冷后的片層α相厚度均在0.2~1.0μm左右，但空冷后β轉變組織體積分數高于爐冷，更加有利于沖擊韌性的提高;850~950℃后處理時，片層α相的厚度增大、長寬比降低較多，對沖擊韌性的影響起決定性作用。

3、結論

1)后處理溫度較低時，等軸α相的體積分數無明顯變化;當溫度升至足夠高時,等軸α相開始溶解,其體積分數隨著溫度的升高逐漸降低。β轉變組織的體積分數變化規(guī)律與等軸α相相反。

2)退火態(tài) Ti75合金經750~950℃后處理并空冷后的強度、沖擊韌性變化趨勢與爐冷基本相同。屈服強度、抗拉強度隨著后處理溫度的升高呈現先降低后升高又降低的趨勢,強度升高的主要原因是β轉變組織中數量較多的細小α相難以變形;沖擊韌性則隨著后處理溫度的升高呈升高趨勢。

3)退火態(tài)Ti75合金經相同溫度處理后空冷的強度高于爐冷。在750~800℃低溫區(qū),空冷后的沖擊韌性高于爐冷，850~950℃高溫區(qū)則呈現相反的規(guī)律。

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（注，原文標題：后處理對退火態(tài)Ti75合金組織與性能的影響_尹艷超）