加工工藝對Ti7Al4Mo合金棒材組織性能和超聲聲速的影響

李 運，韓飛孝，秦立東，孫小平，鄭念慶，劉廣發，王凱旋

(1.海裝廣州局，貴州 貴陽 550016) (2.西部超導材料科技股份有限公司 特種鈦合金材料制備技術國家地方聯合工程實驗室，陜西 西安 710018) (3.首都航天機械有限公司，北京 100076)

Ti7Al4Mo合金為α+β兩相鈦合金，在國外已被大量用于制造噴氣發動機、導彈及其他武器裝備等[1]。近年來，Ti7Al4Mo合金在醫療領域也獲得應用，如用來制造醫用超聲手術刀[2]。為保證超聲手術刀使用的穩定性，不僅要求材質具有高的力學性能，同時對聲波在材質中的傳播速度(即超聲聲速)也有一定的要求。超聲聲速是描述超聲波在介質中傳播特性的基本物理量，與材料的組織形態密切相關，而組織形態除受合金成分影響外，主要由加工工藝(包括變形和熱處理)決定。鄭念慶等[3-5]研究了不同熱處理條件下TC4鈦合金顯微組織及超聲聲速的變化情況，時靖等[6]研究了鍛造變形量對TC4鈦合金鍛件組織和超聲聲速的影響，喬治等[7]研究了普通退火和固溶+時效處理對Ti7Al4Mo合金組織與性能的影響。目前，鮮有關于熱變形工藝和熱處理工藝對Ti7Al4Mo合金組織性能和超聲聲速影響的綜合研究。為此，對比分析了熱變形(變形量、變形溫度)和固溶+時效處理(固溶溫度、固溶后冷卻方式、時效溫度)對Ti7Al4Mo合金棒材組織、力學性能和超聲聲速的影響，以期合理優化加工工藝，制備出高性能、高超聲聲速的棒材。

1 實 驗

實驗材料為經3次真空自耗電弧熔煉(VAR)+多火次墩拔鍛造制備的φ85 mm Ti7Al4Mo合金棒坯，其β相轉變溫度為1020 ℃，化學成分如表1所示。棒坯組織為典型的雙態組織，由初生等軸α相+β轉變組織組成，初生等軸α相含量約為60%。將Ti7Al4Mo合金棒坯切割成相同長度，按照表2方案進行精鍛加工，得到規格分別為φ40 mm和φ60 mm的棒材。

表1 Ti7Al4Mo合金棒坯的化學成分(w/%)

表2 Ti7Al4Mo合金棒材的精鍛方案

從不同規格的Ti7Al4Mo合金棒材上切取試樣，按照表3方案進行熱處理。為更加真實模擬實際生產情況，進行固溶水冷試驗時試樣從熱處理爐取出到入水過程耗時1 min。

表3 Ti7Al4Mo合金棒材的熱處理方案

在不同規格的Ti7Al4Mo合金棒材橫向R/2處切取金相試樣，經磨拋后采用腐蝕劑(HF、HNO3、H2O體積比為1∶3∶6)進行浸蝕。采用蔡司Axio Vert.A1倒立式顯微鏡進行顯微組織觀察，采用Image-Pro Plus 5.0圖像分析軟件分析初生α相含量(5個不同視場的平均值)。在熱處理后的棒材橫截面R/2處沿縱向切取拉伸試樣，采用Zwick Z330試驗機進行室溫拉伸性能測試，每組測試3個試樣，取平均值。采用CL400型超聲脈沖反射儀測量棒材R/2處的超聲聲速，至少測試3個不同位置，取平均值作為測量結果。

2 結果與分析

2.1 熱變形對棒材的影響

2.1.1 變形量

圖1是980 ℃兩火精鍛φ40 mm和一火精鍛φ60 mm Ti7Al4Mo合金棒材的顯微組織。從圖1可以看出，2種規格棒材的顯微組織均為由一定量初生α相+β轉變組織組成的雙態組織，但α相的含量、尺寸及分布有一定差異。φ40 mm棒材的初生α相含量不足40%，尺寸偏小，φ60 mm棒材的初生α相含量超過50%，尺寸偏大。這是由于2種規格棒材的熱變形過程不同導致的。精鍛過程持續時間長，棒材在鍛造過程中有一定的溫降，且變形量越大，變形道次越多，溫降越明顯。φ40 mm棒材精鍛時的累積變形量達到78%，大量的初生α相在鍛造過程中被壓扁、拉長甚至破碎，導致α相尺寸稍小于累計變形量只有50%且精鍛過程持續時間短的φ60 mm棒材。φ40 mm棒材為兩火精鍛成形，第1火精鍛至φ65 mm后回溫至980 ℃，導致精鍛得到的細小α相轉變為高溫β相，進而使第2火精鍛后初生α相含量低于φ60 mm棒材。

圖1 980 ℃精鍛不同規格Ti7Al4Mo合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructures of different specification Ti7Al4Mo alloy bars precision forged at 980 ℃: (a) φ40 mm; (b) φ60 mm

圖2是980 ℃精鍛不同規格Ti7Al4Mo合金棒材經HT10工藝熱處理后的顯微組織。與圖1鍛態組織相比，經固溶+時效處理后2種規格棒材的扁平狀初生α相轉變為等軸狀且分布均勻性提高，這是熱處理過程中α→β相變和再結晶的共同結果。此外，由于固溶溫度低于精鍛溫度，組織具有遺傳性，故熱處理后φ40 mm棒材的初生α相含量要稍低于φ60 mm棒材。

圖2 980 ℃精鍛不同規格Ti7Al4Mo合金棒材經HT10工藝熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of different specification Ti7Al4Mo alloy bars precision forged at 980 ℃ after HT10 process heat treatment: (a) φ40 mm; (b) φ60 mm

表4是980 ℃精鍛不同規格Ti7Al4Mo合金棒材經HT10工藝熱處理后的力學性能和超聲聲速(vultrason)。從表4可以看出，2種規格棒材的力學性能都滿足AMS4970L要求(Rm≥1103 MPa，Rp0.2≥1034 MPa，A≥8%，Z≥15%)，φ40 mm棒材的強度高于φ60 mm棒材，但塑性偏低。這是因為φ40 mm棒材鍛后初生α相含量低，大量的α穩定元素在固溶+時效處理時以極細小的次生α相析出，起到了彌散強化的效果，導致棒材的強度高但塑性偏低；φ60 mm棒材的初生α相含量高，固溶+時效處理時析出的細小次生α相含量低，因而其強度偏低、塑性較高。經固溶+時效處理后，φ40 mm棒材的超聲聲速達到6179 m/s，但低于φ60 mm棒材(6205 m/s)。這是因為超聲波的傳播速度和介質的彈性模量是呈正相關的。一方面鈦合金α相屬于密排六方結構，其本身彈性模量要高于體心立方結構的β相，故聲波在α相的傳播速度要高于β相。φ40 mm棒材的初生α相含量低于φ60 mm棒材，故聲波的傳播速度慢。另一方面，在相同精鍛溫度下，φ40 mm棒材的變形量大，其縱向α相的拉長程度高于φ60 mm棒材，導致其縱向的彈性模量低于φ60 mm棒材，超聲波的傳播速度慢。

表4 980 ℃精鍛不同規格Ti7Al4Mo合金棒材經HT10工藝熱處理后的力學性能及超聲聲速

2.1.2 變形溫度

圖3是經950、980、1000 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經HT10工藝熱處理后的顯微組織，其對應的室溫拉伸性能和超聲聲速見表5。從圖3可以看出，不同溫度精鍛的棒材經固溶+時效處理后均為雙態組織，初生α相等軸性良好，但相含量有所差異。950 ℃精鍛棒材經熱處理后的α相含量在50%以上，980 ℃時降低為約40%，1000 ℃時降低為30%以下，說明精鍛溫度對Ti7Al4Mo合金棒材顯微組織中α相含量影響顯著。從表5可以看出，隨著精鍛溫度的升高，Ti7Al4Mo合金棒材強度呈現出先升高后降低的趨勢，這主要與初生α相和次生α相的含量有關。Ti7Al4Mo合金的β穩定元素含量高，其強化方式主要是固溶+時效處理強化，一般來說時效過程中彌散析出的次生α相含量越高強度越高，但初生α相的含量對強度也有一定的影響。當因初生α相含量降低造成的強度損失大于次生α相析出造成的強度增加時，棒材的整體強度會有所下降，故精鍛溫度為980 ℃時Ti7Al4Mo合金棒材的強度最高。

圖3 不同溫度精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經HT10工藝熱處理后的顯微組織Fig.3 Microstructures of φ40 mm Ti7Al4Mo alloy bars precision forged at different temperatures and after heat treatment by HT10 process: (a) 950 ℃；(b) 980 ℃；(c) 1000 ℃

表5 不同溫度精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經HT10>工藝熱處理后的力學性能及超聲聲速

從表5還可以看出，隨著精鍛溫度的升高，φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材的超聲聲速逐漸提高，從950 ℃時的6169 m/s提高到1000 ℃時的6210 m/s，這主要與棒材組織中初生α相的含量和縱向α相取向有關。增加α相含量會提高棒材的超聲聲速，但精鍛造成的縱向α相取向增強會導致彈性模量降低，進而使超聲聲速降低[8]，Ti7Al4Mo合金棒材最終的超聲聲速是二者綜合作用的結果。隨著精鍛溫度的升高，Ti7Al4Mo合金棒材的α相含量降低，其超聲聲速理應逐漸降低，但由于精鍛溫度的升高降低了縱向α相的取向性，因而彈性模量增大，導致其縱向超聲聲速提高且提高幅度大于因α相含量降低造成的超聲聲速降低，從而導致Ti7Al4Mo合金棒材的超聲聲速隨著精鍛溫度的升高也逐漸升高。

2.2 熱處理對棒材的影響

2.2.1 固溶處理

圖4是980 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝固溶處理后的顯微組織，對應的超聲聲速如表6所示。從圖4可以看出，固溶水冷棒材由一定量的大小不一的初生α相+過冷馬氏體組成，固溶空冷棒材由一定量的初生α相和少量呈點狀或短棒狀次生α相以及殘留β相組成。從表6可以看出，固溶水冷棒材的超聲聲速遠低于固溶空冷棒材。這是由于鈦合金自高溫快速冷卻時，β相可轉變為六方晶格的中間過渡相，即六方馬氏體、斜方馬氏體或過冷β相[9]，其彈性模量隨著晶格致密度的降低而降低，從而導致固溶水冷棒材的超聲聲速低于固溶空冷棒材。在相同固溶冷卻方式下，精鍛溫度越高，Ti7Al4Mo合金棒材固溶處理后的超聲聲速也越高，這與其組織遺傳性有關。

圖4 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝固溶處理后的顯微組織Fig.4 Microstructures of φ40 mm Ti7Al4Mo alloy bars after different solution treatments: (a) HT1；(b) HT2； (c) HT3; (d) HT4; (e) HT5; (f) HT6

表6 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝固溶處理后的超聲聲速

圖5是980 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝固溶+時效處理后的顯微組織，其對應的室溫拉伸性能和超聲聲速見表7。從圖5a～5c和圖5e可以看出，當固溶溫度為900～940 ℃時，棒材由大小不一的初生α相+彌散分布的次生α相+殘余β相組成；當固溶溫度達到960 ℃時，精鍛形成的點狀初生α相全部轉變為β相，導致整體初生α相含量降低，次生α相含量升高，如圖5d、5f所示。

與表6中經固溶處理的棒材相比，表7中經固溶+時效處理的棒材超聲聲速明顯提高，這是因為時效過程中，馬氏體逐漸分解，析出了彌散分布的次生α相，導致整體的彈性模量升高，超聲聲速提高。棒材經固溶水冷+時效處理后的超聲聲速低于經固溶空冷+時效處理的棒材，這可能與馬氏體在時效過程中未完全轉變有關。

從表7中的力學性能可以看出，固溶水冷+時效處理的Ti7Al4Mo合金棒材室溫拉伸強度遠高于固溶空冷+時效處理棒材，且固溶溫度越高，強度越大，但對應的塑性越差。(900～960)℃固溶水冷+550 ℃/8 h/AC時效熱處理后強度和塑性都滿足AMS4970L要求；(940～960)℃固溶空冷+550 ℃/8 h/AC時效熱處理后，塑性較高，但屈服強度低于AMS4970L要求。

圖5 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝固溶+時效處理后的顯微組織Fig.5 Microstructures of φ40 mm Ti7Al4Mo alloy bars after different solution and aging treatments: (a) HT7；(b) HT8；(c) HT9; (d) HT10; (e) HT11; (f) HT12

表7 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝固溶+時效處理后的力學性能及超聲聲速

對于Ti7Al4Mo合金棒材，為保證強度和塑性均滿足AMS4970L要求且保持高的超聲聲速，建議固溶溫度在940～960 ℃之間，冷卻方式選用水冷。

2.2.2 時效處理

圖6是980 ℃精鍛的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經940 ℃/1.5 h/WQ固溶+不同時效處理后的顯微組織，其對應的室溫拉伸性能和超聲聲速如表8所示。

表8 φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材經不同工藝時效處理后的力學性能及超聲聲速

隨著時效溫度的升高，初生等軸α相的含量沒有明顯差異，但細小的次生α相逐漸長大(圖6)，棒材的超聲聲速也逐漸提高(表8)。這是因為時效溫度的提高導致馬氏體分解出的次生α相含量逐漸增多，整體彈性模量逐漸提高，超聲波傳播速度加快。從表8中的力學性能可以看出，隨著時效溫度的升高，棒材強度逐漸下降，塑性逐漸提高。時效溫度為510 ℃時，棒材屈服強度最高，達到1142 MPa，但延伸率最低，僅為8.5%，處于AMS4970L標準下限水平。當時效溫度提高到620 ℃時，棒材塑性達到最高，但屈服強度僅有1004 MPa，已不滿足AMS4970L標準要求。因此，Ti7Al4Mo合金棒材的時效熱處理制度非常關鍵，建議選用(550～600)℃/8 h/AC時效處理，此時超聲聲速也能保持在較高水平。

3 結 論

(1) 變形量和精鍛溫度對Ti7Al4Mo合金棒材的組織和超聲聲速有著顯著影響。隨著精鍛溫度的升高，棒材α相含量逐漸降低，超聲聲速逐漸提高，強度先提高后降低。相同精鍛溫度下，精鍛變形量大的φ40 mm Ti7Al4Mo合金棒材超聲聲速低于變形量小的φ60 mm棒材，但強度稍高。

(2) Ti7Al4Mo合金棒材固溶水冷后的超聲聲速低于固溶空冷后，且隨著固溶溫度和時效溫度的升高，超聲聲速逐漸提高。隨著固溶溫度的升高和時效溫度的降低，棒材的強度提高但塑性下降。

(3) 熱處理制度選用(940～960)℃/1.5 h/WQ+(550～600)℃/8 h/AC時，Ti7Al4Mo合金棒材的強度和塑性匹配較好且超聲聲速較高。