熱處理對Ti31鈦合金棒鈦鍛件顯微組織與力學(xué)性能的影響

Ti31合金是西北有色金屬研究院在“七五”和“八五”攻關(guān)期間設(shè)計研制的一種近α型中強(qiáng)、高塑、可焊、耐蝕的鈦合金。該合金具有良好的綜合力學(xué)性能以及熱穩(wěn)定性，在高溫高壓水中耐腐蝕，可長時間工作在300~400℃的高溫環(huán)境里。本文分別研究分析了不同熱處理制度下Ti31鈦合金的顯微組織形貌，并通過選用合適的熱處理制度進(jìn)一步分析了組織形貌對合金室溫拉伸以及沖擊性能的影響。

1、試驗材料與方法

試驗用材料為西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司生產(chǎn)的Ti31鈦鍛件，該合金經(jīng)3次VAR熔煉， 并通過多火次鐓拔成型，其實測化學(xué)成分為Ti-2.90Al-1.06Mo-0.54Ni-1.68Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)，相變點為935~940℃。對該批次鍛件進(jìn)行不同制度的熱處理，并進(jìn)行顯微組織觀察，再分別進(jìn)行室溫拉伸、沖擊性能測試，具體的熱處理方案詳見表1.其中金相組織按照GB/T5168-2008《α-B鈦合金高低倍檢驗組織方法》標(biāo)準(zhǔn)要求進(jìn)行，室溫拉伸按照GB/T228-2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進(jìn)行，室溫沖擊按照HB5144-1996《金屬室溫沖擊試驗方法》進(jìn)行，采用V型缺口。

2、試驗結(jié)果及討論

2.1未經(jīng)熱處理的鍛態(tài)組織

Ti31合金原始鍛態(tài)顯微組織見圖1。從圖中可可以看出，未經(jīng)熱處理時α晶粒為扭折狀組織，β轉(zhuǎn)變體含量很少。

2.2 熱處理對Ti31合金顯微組織的影響

Ti31合金試樣經(jīng)第一階段退火處理，退火態(tài)顯微組織見圖2。由圖2可以看出：不同熱處理制度下的合金顯微組織在初生α相含量、大小以及次生α片層形態(tài)上均有所差異。經(jīng)H1熱處理的Ti31合金，具有粗大的“花生狀”α晶粒。隨著退火溫度的上升，α相穩(wěn)定性降低并開始逐漸溶解使得室溫組織初生α相含量、α晶粒尺寸明顯下降。同時由于初生α相含量減少，晶粒間距增大，在冷卻過程中次生α相得以長大，使得次生α片層長寬比隨著退火溫度的升高而增加。與單重1階段熱處理相比，經(jīng)雙重兩階段熱處理之后初生α相明顯長大并伴隨著次生α片層的略微增厚，其主要原因是在第二階段熱處理過程中，α相通過元素擴(kuò)散作用發(fā)生了一定程度的長大。

2.3 熱處理對Ti31合金力學(xué)性能的影響

分別選用3種不同熱熱處理制度下(H1(800℃x1h/AC)、H4(920℃x1h/AC)和H5(920℃x1h/AC+800℃x1h/AC))的Ti31合金，分別進(jìn)行室溫拉伸和室溫沖擊試驗，其性能數(shù)據(jù)如表2所示。

從表2可以看出，當(dāng)退火溫度由890℃上升至920℃時，合金的屈服強(qiáng)度提升了約30MPa， 提高了合金的屈強(qiáng)比，并伴隨塑性、沖擊吸收功的上升，而合金的抗拉強(qiáng)度基本保持不變。這是由于隨著退火溫度的升高，原先粗大的初生α相溶解、斷開，降低了位錯滑移距離，提升了塑性變形協(xié)調(diào)能力，使得材料的強(qiáng)韌性得以上升。另外，相比單重退火處理，經(jīng)過雙重?zé)崽幚碇蟮暮辖饛?qiáng)度有略微的下降，而塑、韌性有所上升，尤其是沖擊吸收功的提升幅度最為明顯。一方面是由于在雙重退火條件下晶粒發(fā)生粗化，導(dǎo)致強(qiáng)度略 微下降；另一方面是由于次生α片層的增厚，導(dǎo)致合金在受到?jīng)_擊載荷時抵抗裂紋擴(kuò)展的能力得到增強(qiáng)，使得合金的沖擊吸收功得到明顯的提升。經(jīng)過920℃x1h/AC+800Cx1h/AC熱處理后的Ti31合金具有最優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

3、結(jié)論

1）隨著退火溫度的升高，Ti31合金顯微組織初生α相含量、尺寸逐漸減小，次生α片層長寬比增加，相比于單重?zé)崽幚碇贫龋p重?zé)崽幚砗蟮某跎料嘁约按紊疗瑢訒l(fā)生輕微的長大。

2）退火溫度的上升有利于提升合金的屈強(qiáng)比、塑性和沖擊韌性，經(jīng)過920℃x1h/AC+800℃x1h/AC熱處理后的Ti31合金具有最優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

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