面向船舶海洋工程的Ti75鈦合金熱處理工藝優(yōu)化研究——以模擬焊接熱影響區(qū)片層組織為對(duì)象，系統(tǒng)分析時(shí)效過(guò)程中α/α'相演變規(guī)律，揭示彌散強(qiáng)化與軟化作用的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制

鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、無(wú)磁、可加工性好、耐海水腐蝕及海洋大氣腐蝕等優(yōu)良的綜合性能，在船舶海洋領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用 [1-3]。Ti75 合金是我國(guó)自主研發(fā)的一種近 α 型鈦合金，具有中強(qiáng)、高韌、耐腐蝕、抗氫脆、可焊、加工性能好等特點(diǎn)，綜合性能優(yōu)于國(guó)內(nèi)外同級(jí)別船用鈦合金，在船舶、石油、化工等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景 [4-5]。

在船舶與海洋工程領(lǐng)域，不僅要求鈦合金結(jié)構(gòu)具有較高的強(qiáng)度，而且要求具有較好的塑性和韌性 [6-7]。隨著海洋裝備損傷容限設(shè)計(jì)理念的發(fā)展以及基于結(jié)構(gòu)完整性原理的船用鈦合金材料評(píng)價(jià)體系和指標(biāo)體系的不斷完善，鈦合金材料強(qiáng)度、塑性、韌性的綜合性能匹配和提升顯得愈加重要。服役環(huán)境越惡劣、結(jié)構(gòu)形式越復(fù)雜，對(duì)材料塑性和韌性裕度的要求就越高。船舶與海洋工程用鈦合金結(jié)構(gòu)通常采用冷熱成形后再焊接集成的方式進(jìn)行建造，在焊接制造環(huán)節(jié)中的快速及不均勻加熱和冷卻，使焊接熱循環(huán)所作用區(qū)域的金屬機(jī)械性能發(fā)生相當(dāng)大的變化，同時(shí)產(chǎn)生殘余應(yīng)力。焊接接頭作為焊接結(jié)構(gòu)的薄弱區(qū)域，通常需要采用合適的后續(xù)熱處理工藝來(lái)消除或降低殘余應(yīng)力，改善接頭組織，從而提高鈦合金焊接接頭的綜合力學(xué)性能。焊接接頭由母材、熱影響區(qū)、填充金屬區(qū)域組成，各區(qū)域顯微組織差異性較大且不均勻，不利于觀察和分析后續(xù)熱處理對(duì)其顯微組織的影響。β 相區(qū)淬火后的鈦合金與焊接接頭熱影響區(qū)組織具有相似性，均為由高溫 β 相區(qū)快速冷卻至室溫而形成的片層組織，且存在殘余應(yīng)力。為了便于觀察分析，可采用均勻的片層組織模擬焊接接頭熱影響區(qū)，以研究后續(xù)熱處理對(duì)其組織和性能演變的影響。另外，傳統(tǒng)時(shí)效工藝主要研究時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間對(duì) α+β 相區(qū)淬火后鈦合金顯微組織及力學(xué)性能的影響 [8-10]，用于提高材料強(qiáng)度，而對(duì) β 相區(qū)淬火后的鈦合金研究較少，且少有關(guān)注沖擊韌性。為保障 Ti75 合金在船舶與海洋工程裝備上的安全應(yīng)用，有必要開(kāi)展熱處理工藝對(duì)片層組織 Ti75 合金強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性的影響研究。

選用 β 相區(qū)淬火處理的合金以模擬焊接接頭熱影響區(qū)組織，并進(jìn)行不同工藝的時(shí)效處理，研究時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間對(duì)片層組織 Ti75 合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期為其強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性的綜合調(diào)控及優(yōu)化提供理論依據(jù)。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為采用真空自耗電弧爐 2 次熔煉制備的 Ti75 合金鑄錠，利用 METTLER 公司 TGA/DSC1 同步熱分析儀測(cè)得其 β 相變點(diǎn)為 947℃，化學(xué)成分如表 1 所示。鑄錠經(jīng) β 相變點(diǎn)以上開(kāi)坯，在兩相區(qū)經(jīng)多火次鍛造后獲得 Ti75 合金鍛件。采用 935℃/4.5h/AC 工藝（記為 HTA）對(duì)鍛件進(jìn)行退火處理，退火后的組織主要由初生等軸 α 相、β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，β 轉(zhuǎn)變基體上分布有片層 α 相和少量 β 相，如圖 1 所示。

表 1 Ti75 合金鑄錠化學(xué)成分 (w/%) 

Table 1 Chemical composition of Ti75 alloy ingot

鈦合金的 β 轉(zhuǎn)變組織形態(tài)受冷卻速率影響較大，快速冷卻可使次生片層 α 相寬度更為細(xì)小，故采用 980℃/2h/WC 工藝（記為 HTQ）對(duì)退火態(tài) Ti75 合金鍛件進(jìn)行淬火處理，以獲得片層組織。按照表 2 工藝對(duì)淬火態(tài) Ti75 合金鍛件進(jìn)行不同溫度和不同時(shí)間的時(shí)效處理。

表 2 Ti75 合金時(shí)效處理工藝 

Table 2 Aging treatment process of Ti75 alloy

用線切割從熱處理后的樣品上切取拉伸試樣、夏比沖擊試樣和金相試樣。拉伸試樣標(biāo)距段尺寸為 φ5mm×25mm，參照 GB/T228-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第 1 部分：室溫試驗(yàn)方法》，在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。沖擊試樣尺寸為 10mm×10mm×55mm，V 型缺口，參照 GB/T229-2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》，在室溫下進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。采用 Quanta650 掃描電子顯微鏡（SEM）觀察沖擊及拉伸試樣斷口形貌特征。用線切割從熱處理后的樣品上切取 0.5mm 厚薄片，用機(jī)械減薄 + 電解雙噴的方式制成透射電鏡（TEM）樣品，采用 JEM-2100 透射電子顯微鏡觀察組織演變。

2、結(jié)果與分析

2.1 不同熱處理制度下顯微組織演變

圖 2 為淬火態(tài) Ti75 合金的金相照片。從圖 2 可以看出，經(jīng)淬火后等軸 α 相完全消失，原始 β 晶界明顯，晶粒內(nèi)為片層組織。

在金相顯微鏡下，Ti75 合金經(jīng)不同溫度與時(shí)間時(shí)效處理后的顯微組織與淬火態(tài)組織相比無(wú)明顯變化。為了進(jìn)一步對(duì)不同工藝熱處理后的顯微組織進(jìn)行分析，采用透射電子顯微鏡對(duì)淬火態(tài)和不同溫度時(shí)效 8h 后的 Ti75 合金試樣進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖 3 所示。淬火態(tài)組織主要由邊界平直且長(zhǎng)寬比較大的大片層 α 相、長(zhǎng)寬比較小的 α 相、馬氏體 α' 相、亞穩(wěn)定 β 相組成，如圖 3a 所示。經(jīng) 500℃時(shí)效處理后，馬氏體 α' 相分解為穩(wěn)定的 α 相和 β 相，顯微組織形貌變化不明顯，如圖 3b 所示。時(shí)效溫度升至 550℃時(shí)，粗大片層 α 集束與細(xì)小片層 α 集束中相界面均發(fā)生斷裂現(xiàn)象，相鄰片層 α 相開(kāi)始合并，如圖 3c 所示。650℃時(shí)效后，α 集束中相界面斷裂現(xiàn)象更加明顯，部分區(qū)域相鄰片層 α 相完全合并，寬度增加，邊界由平直變得彎曲，如圖 3d 所示。合并后的 α 片層內(nèi)部有較多黑色斑狀或細(xì)針狀析出相，經(jīng)衍射斑點(diǎn)分析該析出相為 β 相，如圖 3e 所示。時(shí)效溫度進(jìn)一步升高至 750℃時(shí)，片層 α 相的合并長(zhǎng)大程度增加，部分區(qū)域多條片層 α 相相互連接，寬度最大處達(dá)到約 3μm，長(zhǎng)寬比降低，如圖 3f 所示。片層 α 相中的 β 相經(jīng)過(guò)相互融合，尺寸更大、數(shù)量減少，長(zhǎng)寬比較小的 α 集束合并長(zhǎng)大后逐漸球化。

2.2 力學(xué)性能

表 3 為退火態(tài)和淬火態(tài) Ti75 合金的力學(xué)性能。圖 4 為不同工藝時(shí)效處理后 Ti75 合金的室溫拉伸性能。退火態(tài) Ti75 合金經(jīng)過(guò)淬火后，屈服強(qiáng)度增加了 145MPa，達(dá)到 842MPa。時(shí)效時(shí)間為 2h 時(shí)，在時(shí)效溫度為 500℃時(shí)屈服強(qiáng)度最高，達(dá)到 924MPa，之后隨著時(shí)效溫度升高而逐漸降低，當(dāng)時(shí)效溫度為 750℃時(shí)，降低至 768MPa，但仍高于退火態(tài)。時(shí)效時(shí)間為 8h 時(shí)，屈服強(qiáng)度變化規(guī)律與 2h 基本相同，但時(shí)效強(qiáng)化程度有所降低。抗拉強(qiáng)度變化規(guī)律與屈服強(qiáng)度基本相同。退火態(tài) Ti75 合金的伸長(zhǎng)率為 15.3%，淬火后下降至 4.6%，經(jīng) 500℃/8h/AC 時(shí)效后升至 8.6%，之后隨著時(shí)效溫度的升高緩慢增加，經(jīng) 750℃/8h/AC 時(shí)效后達(dá)到 13.8%。

由表 3 可知，退火態(tài) Ti75 合金的沖擊韌性為 55.0J，淬火后降至 46.3J。圖 5 為不同時(shí)效工藝處理后 Ti75 合金的沖擊韌性測(cè)試結(jié)果。由圖 5 可知，時(shí)效態(tài) Ti75 合金的沖擊韌性隨著時(shí)效溫度的升高先降低后升高。時(shí)效時(shí)間不同，沖擊韌性最低值對(duì)應(yīng)的時(shí)效溫度也不同。經(jīng)時(shí)效處理 2h 后，Ti75 合金沖擊韌性最低點(diǎn)對(duì)應(yīng)的時(shí)效溫度為 650℃；經(jīng) 8h 時(shí)效處理后，沖擊韌性最低點(diǎn)對(duì)應(yīng)的時(shí)效溫度為 600℃，2 條沖擊韌性曲線在 650℃相交。時(shí)效溫度低于 650℃時(shí)，時(shí)效 2h 后的沖擊韌性高于時(shí)效 8h；時(shí)效溫度高于 650℃時(shí)，時(shí)效 2h 后的沖擊韌性反而低于時(shí)效 8h。

表 3 退火態(tài)和淬火態(tài) Ti75 合金的力學(xué)性能 

Table 3 Mechanical properties of Ti75 alloy as-annealed and as-quenched

2.3 斷口分析

為了研究 Ti75 合金不同顯微組織與斷裂特征的關(guān)系，對(duì)沖擊及拉伸試樣斷口進(jìn)行觀察分析。圖 6 為 Ti75 合金沖擊試樣斷口宏觀形貌。退火態(tài)沖擊試樣斷口形貌為典型的韌性斷裂特征，斷口表面布滿韌窩，剪切唇區(qū)域較大，如圖 6a 所示。淬火態(tài)及時(shí)效態(tài)斷口形貌具有準(zhǔn)解理斷裂特征，既有韌窩又分布有解理平面，剪切唇區(qū)域較小，如圖 6b~6d 所示。圖 7 為 Ti75 合金沖擊斷口纖維區(qū)的微觀形貌。從圖 7 可以看出，淬火態(tài)與時(shí)效態(tài)斷口均為準(zhǔn)解理斷裂，但解理平面微觀特征稍有差異。淬火態(tài)與 500℃時(shí)效試樣斷口上解理平面較為平坦，750℃時(shí)效后解理平面上則分布有淺型韌窩，表明塑性有所增加。Ti75 合金拉伸試樣斷口形貌的變化規(guī)律與沖擊試樣基本一致，纖維區(qū)微觀形貌如圖 8 所示。

2.4 時(shí)效過(guò)程中的強(qiáng)化及軟化作用

退火態(tài)合金經(jīng) β 相區(qū)淬火后，顯微組織由大量片層 α 相及少量馬氏體 α' 相組成，相界面增加，位錯(cuò)滑移困難，強(qiáng)度增加。研究表明，淬火溫度越高，轉(zhuǎn)變的高溫 β 相越多，快冷過(guò)程中形成的馬氏體 α' 相數(shù)量越多、尺寸越小 [11]。Ti75 合金經(jīng)過(guò) 980℃淬火處理后，α 相完全轉(zhuǎn)化為高溫 β 相，形成的馬氏體 α' 相數(shù)量較多、尺寸較小，時(shí)效過(guò)程中馬氏體 α' 相完全分解需要更高溫度或者更長(zhǎng)時(shí)間。合金的時(shí)效過(guò)程可以分為 3 個(gè)階段：

時(shí)效初期，馬氏體 α' 相→α+β 相和細(xì)小 α 相合并長(zhǎng)大兩個(gè)過(guò)程同時(shí)進(jìn)行，前者占主導(dǎo)地位，馬氏體 α' 相分解為彌散分布的穩(wěn)定 α 相和 β 相，形成彌散強(qiáng)化，進(jìn)一步提高了強(qiáng)度；

時(shí)效中期，同樣發(fā)生 α' 相→α+β 相和細(xì)小 α 相合并長(zhǎng)大兩個(gè)過(guò)程，但后者占主導(dǎo)地位，細(xì)小的 α 相合并長(zhǎng)大，彌散強(qiáng)化效果減弱，強(qiáng)度逐漸降低，出現(xiàn)軟化現(xiàn)象；α 相聚集長(zhǎng)大后尺寸依然較小，對(duì)沖擊韌性無(wú)影響，故沖擊韌性依然保持降低趨勢(shì)；

時(shí)效后期，較高的時(shí)效溫度提供了較大的驅(qū)動(dòng)力，粗大片層 α 相開(kāi)始合并長(zhǎng)大，并隨著溫度升高長(zhǎng)大程度增大。此時(shí)，彌散強(qiáng)化作用進(jìn)一步減弱，合金強(qiáng)度降低；鈦合金的沖擊韌性與片層 α 相形態(tài)密切相關(guān) [12]，粗大片層 α 相合并長(zhǎng)大后寬度大幅增加，阻礙裂紋直接穿過(guò) α 相，改變裂紋擴(kuò)展方向 [13]，增大了裂紋擴(kuò)展路徑，進(jìn)而提高了擴(kuò)展功，沖擊韌性增大；片層 α 相粗化后內(nèi)部位錯(cuò)易于開(kāi)動(dòng)滑移，軟化作用增強(qiáng)，提高了塑性變形能力，故斷口解理平面上出現(xiàn)淺韌窩。

時(shí)效過(guò)程中，彌散分布的 α、β 相形成彌散強(qiáng)化，α 相粗化造成軟化現(xiàn)象，粗大片層 α 相合并長(zhǎng)大促使沖擊韌性提升，強(qiáng)度和沖擊韌性的影響因素不同是二者在時(shí)效過(guò)程中變化規(guī)律不同的主要原因。

Ti75 合金在 650℃前后沖擊韌性隨時(shí)效時(shí)間的變化規(guī)律不同。當(dāng)時(shí)效溫度低于 650℃時(shí)，無(wú)法提供足夠的驅(qū)動(dòng)力，導(dǎo)致粗大片層 α 相合并長(zhǎng)大不明顯；在相同的時(shí)效溫度下，增加時(shí)效時(shí)間有利于馬氏體 α' 相、亞穩(wěn)定 β 相分解為彌散分布的 α 相和 β 相，相界面增大，位錯(cuò)滑移運(yùn)動(dòng)阻礙增大，易造成位錯(cuò)塞積形成裂紋，沖擊韌性降低。當(dāng)時(shí)效溫度超過(guò) 650℃時(shí)，驅(qū)動(dòng)力較大，有利于粗大片層 α 相合并長(zhǎng)大，故沖擊韌性提高。因此，具有片層組織的 Ti75 合金沖擊韌性與時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間密切相關(guān)，在進(jìn)行時(shí)效工藝制定時(shí)，應(yīng)同時(shí)關(guān)注時(shí)效時(shí)間和時(shí)效溫度。在考慮熱處理能耗的情況下，可采用 750℃/2h/AC 時(shí)效工藝以改善片層組織 Ti75 合金的沖擊韌性。

3、結(jié)論

(1) 淬火態(tài) Ti75 合金為片層組織，其強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的升高而逐漸降低，沖擊韌性隨著時(shí)效溫度的升高先降低后升高。在考慮熱處理能耗的情況下，可采用 750℃/2h/AC 時(shí)效工藝改善片層組織 Ti75 合金的沖擊韌性。      (2) 時(shí)效溫度較低時(shí)，馬氏體 α' 相分解為穩(wěn)定的 α 相和 β 相，以彌散強(qiáng)化作用為主；隨著時(shí)效溫度的升高以及時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，片層組織發(fā)生合并長(zhǎng)大現(xiàn)象，達(dá)到一定程度時(shí)，軟化作用占據(jù)主要地位。    (3) 在時(shí)效過(guò)程中，Ti75 合金彌散分布的 α 相粗化長(zhǎng)大引起強(qiáng)度降低，粗大片層 α 相合并長(zhǎng)大使沖擊韌性得到提高。斷口分析表明，淬火態(tài)斷口呈現(xiàn)準(zhǔn)解理平面特征，隨著時(shí)效過(guò)程中軟化作用增強(qiáng)，解理平面上出現(xiàn)淺韌窩，塑性增加。

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（注，原文標(biāo)題：時(shí)效工藝對(duì)Ti75合金顯微組織及力學(xué)性能的影響）