變形量對Ti80G合金力學性能的影響

韓偉松, 杜 峰, 李建鋒, 朱寶輝,2, 沈立華, 劉 意, 王 鵬

(1. 寧夏中色金航鈦業有限公司, 寧夏 石嘴山 753000;2. 西北稀有金屬材料研究院寧夏有限公司 稀有金屬特種材料國家重點實驗室, 寧夏 石嘴山 753000)

Ti80G鈦合金是由寶鋼公司研發的一種近α型鈦合金,具有良好的耐蝕性、韌性和焊接性能,其名義成分為Ti-6Al-3Nb-3Zr-1Mo。相比傳統船用TC4合金,Ti80G合金有更強的拉伸性能、斷裂韌性及腐蝕抗性,所以替代TC4合金而廣泛應用于艦船業和潛水載人艙球殼的受力部件[1-2]。

常見影響鈦合金力學性能的因素有退火溫度、退火時間、固溶溫度、固溶時間、熱處理形變等。席明哲等[3]通過改變TC17鈦合金的退火溫度(700～840 ℃),發現隨退火溫度的降低,材料強度升高,其歸因于低溫退火時等軸晶晶界強度較高;馬凡蛟等[4]改變Ti80合金的退火時間(1～3 h),隨退火時間的增加材料強度先升后降,其歸因于α相體積分數的變化;Zhu等[5]改變TA15合金固溶處理的冷卻速度,發現隨固溶冷卻速度的增加,初生α相體積分數減小,材料強度減小;朱寶輝等[6]對Ti6Al6V2Sn合金棒材進行了高溫形變熱處理,發現高溫形變熱處理可將位錯強化與沉淀強化耦合,從而大幅提高合金的力學性能。諸多提高鈦合金力學性能的制度中,高溫形變熱處理強化效果最為顯著,其將塑性變形和熱影響相配合,在晶格缺陷密度較高的條件下發生相變,最終獲得高強度高塑性的強化合金。但關于高溫形變熱處理中退火前變形量對力學性能的影響很少提及,尤其是Ti80G合金。

本文以φ93 mm的Ti80G合金棒材為原料,利用徑鍛機對棒材進行鍛造,制備不同變形量的合金棒材。通過調節鍛造變形量,獲得0%～40%鍛造變形的合金,再將不同變形量的Ti80G合金進行900 ℃退火,探討預變形退火對Ti80G合金力學性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗使用一級海綿鈦為原材料,采用3 t真空自耗電弧爐經過3次熔煉制備鑄錠,化學成分(質量分數,%)為5.85Al、2.7Nb、1.74Zr、0.791Mo、0.038Si,Ti余量。鑄錠規格為φ600 mm的圓柱,采用連續升溫金相法測定Ti80G合金的相變點為995±5 ℃[7]。

使用16MN快速液壓鍛造機將鑄錠在相變點以上β相區進行兩火次開坯鍛造,然后在α+β兩相區進行5火次墩拔鍛造(970～1150 ℃),最終得到φ120 mm的棒材。使用SXP-13徑向鍛造機將φ120 mm的棒材進行徑鍛至φ93 mm,將其回爐加熱至再結晶溫度與相變點之間的溫度范圍(960 ℃),分別對φ93 mm棒材進行0%、10%、20%、30%、40%的鍛造變形。使用具有3級精度的箱式電阻爐將所得不同變形量的棒材進行900 ℃高溫退火1 h,空冷至室溫。

在0%～40%變形退火的Ti80G合金上D/4處取金相、拉伸和沖擊試樣。按照GB/T 5168—2020《鈦及鈦合金高低倍組織檢驗方法》,采用Olympus GX51型光學顯微鏡(OM)觀察變形退火后的顯微組織。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》、GB/T 4338—2015《金屬材料 拉伸試驗 第2部分:高溫拉伸試驗方法》,使用INSTRON 5582型電子萬能試驗機測試Ti80G合金的室溫/高溫(550 ℃)拉伸性能。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》,使用JB-S300A擺錘式沖擊試驗機測試試樣的沖擊性能。

2 結果與討論

2.1 顯微組織

不同變形量(0%～40%)Ti80G合金的顯微組織如圖1所示。未變形時α相晶界清晰且呈等軸態,其中還夾雜小尺寸的等軸α相,隨鍛造變形量增加至10%,小尺寸等軸α相消失;變形量增至20%時,初生α相體積分數明顯減小,β相中開始析出二次α相;變形量為30%時,初生α晶粒呈長條狀方向性排列;變形量達到40%時,初生α晶粒體積分數大幅減少,此時二次α相大面積從β相中析出。未變形時小尺寸α相的存在可能由于鍛造細化組織不充分,則小尺寸晶粒未進行合并長大;變形量達10%時,大尺寸α相被破碎,經退火處理后均勻形核并長大,則初生α相呈均勻的等軸態;變形量增至20%時,由于大變形產生的加工硬化導致位錯聚集,在大變形晶粒內部存在儲存能[8],在動態退火回復+再結晶的過程中,初生α相相鄰晶粒由于晶粒高儲能更易克服晶界間勢壘,合并成尺寸較大的晶粒,則初生α相體積分數減小。根據均勻形核理論[9]如公式(1)所示:

圖1 不同變形量下Ti80G合金退火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Ti80G alloy with different deformations after annealing(a) 0%; (b) 10%; (c) 20%; (d) 30%; (e) 40%

(1)

式中:r為原子半徑;ΔG為臨界形核所需能量;ΔGv為晶核體積自由能;σ為晶核表面自由能。臨界形核能量越低,二次α相越易析出,在大變形量Ti80G合金中,由于存在較大的晶粒儲存能,體積自由能ΔGv較大,則形核所需能量降低,二次α相越易析出,所以在變形量為20%時已有少量析出α相清晰可見。

變形量增至30%時,由于變形量的增加晶粒儲存能增加,導致初生α相晶粒繼續合并長大,對應初生α相體積分數減少,二次α相析出量增加,但由于變形量較大,則晶粒呈現出明顯的方向性排列;變形量增至40%時,由于變形量過大導致析出二次α相劇增,導致供給初生α相形核能較少,僅有少量初生α相存在。

2.2 拉伸性能

不同變形量(0%～40%)Ti80G合金的室溫/高溫拉伸曲線如圖2所示,拉伸性能見表1。室溫下,隨變形量增加,抗拉強度保持小幅增長,屈服強度幾乎不變,斷后伸長率和斷面收縮率均在20%變形時達到峰值,且繼續增加變形量,斷后伸長率和斷面收縮率均小幅下降。與室溫拉伸相比,在相同變形量時高溫抗拉強度與屈服強度均大幅下降,高溫斷后伸長率和斷面收縮率大幅增加。

表1 不同變形量下Ti80G合金退火后的室溫、高溫拉伸性能

圖2 不同變形量下Ti80G合金退火后的室溫(a)、高溫(b)拉伸性能Fig.2 Room temperature(a) and high temperature(b) tensile properties of the annealed Ti80G alloy with different deformations

隨著變形量的增加,室溫抗拉強度小幅增加,屈服強度幾乎不變的原因為:亞結構強化和初生α相體積分數減小及β相體積分數增加導致弱化之間的協同作用。變形引起的應變經高溫處理后,內部位錯轉變為亞晶[10],亞晶結構強化導致抗拉強度升高。初生α相體積分數的減小和二次α相的析出增加了晶界的數量,脆弱的晶界使材料抵抗塑性變形和斷裂的能力減弱。α相轉變為β相是Ti80G合金的同素異構轉變,是六方結構向立方結構轉變,其內部滑移系的增加則代表材料塑性變形和斷裂的傾向增加。亞晶結構強化和相轉變弱化的綜合結果是室溫抗拉強度和屈服強度均無明顯變化。材料斷后伸長率和斷面收縮率在20%變形量時最高的原因為小變形量(0%～10%)下,機械加工促進晶粒細化,此時無明顯的二次析出α相,材料的韌性增加,變形量增至20%時達到韌性峰值;當變形量增至30%,析出α相體積分數明顯增加,則材料內部產生裂紋的擴展能力增強,材料的韌性減小。

與室溫拉伸相比,高溫抗拉強度和屈服強度值均減小,原因是,高溫提供給晶格點位原子額外的激活能,則正常晶格點位原子易產生滑移和偏移,導致材料抗拉強度減小,宏觀表現為位錯易發生,相應回彈性也較強,塑韌性增強。

2.3 沖擊性能

Ti80G合金隨變形量增加的斷裂韌性如表1所示。Ti80G合金沖擊吸收能量隨變形量的增加呈先增加后減小的趨勢,在變形量為30%時達到最高值。初生α相有阻礙沖擊裂紋萌生的能力[11],且二次析出α相含量越高,相應的沖擊性能也越強[12],結合圖1(d,e),變形量為30%～40%時材料的初生α相體積分數明顯衰減,二次析出α相大幅增加,則在30%變形時沖擊吸收能量不再增加,且達到最大轉變點。

3 結論

1)隨變形量增加,900 ℃退火后Ti80G合金組織初生α相體積分數減小,析出α相持續增加。

2)隨冷變形量增加,Ti80G合金的室溫、高溫強度整體上增加;變形量為20%時,斷后伸長率和斷面收縮率達到峰值,隨后小幅減小。變形量為30%時,沖擊吸收能量達到最大。

3)變形量為30%時,Ti80G合金的綜合力學性能最好,此時室溫/高溫抗拉強度分別為901.0、565.0 MPa;室溫/高溫屈服強度分別為792.5、482.0 MPa;室溫/高溫斷后伸長率分別為17.25%、22.00%;室溫/高溫斷面收縮率分別為45.0%、69.0%;沖擊吸收能量為100.60 J。