Ti40合金吸放氫后的組織演變規(guī)律

(西華大學材料科學與工程學院，四川 成都 610039)

Ti40阻燃合金[1]是一種新型高穩(wěn)定β鈦合金，其名義成分為Ti-25V-15Cr-0.2Si。該合金具有良好的阻燃性能和室溫塑性，可用于發(fā)動機部件；但該合金因含有大量的合金元素V，使合金高溫加熱鍛造時嚴重氧化，這是其高溫塑性較差的原因之一[2]。熱加工困難成為Ti40合金應用的最大阻礙。近年來，利用氫在鈦合金中的可逆性，研究者們把氫作為一種臨時合金元素來改善鈦合金的加工性、高溫性能、超塑性能等[3-7]。W.J. He等[8]研究了氫含量對Ti40合金在高溫下的硬化與軟化，研究表明，由于氫的固溶與新相的析出，Ti40合金的流變應力隨著氫含量的增加而先增大后減小。張學敏等[9-10]研究了氫對Ti40合金的拉伸性能和超塑性的影響，研究表明，隨著氫含量的增加，其拉伸強度先增加后減小，對于其超塑性，在氫的質量分數為0.3%的情況下得到最大的拉伸量，而且氫還細化了Ti40合金在超塑變形時的晶粒。因此，氫在一定程度下可改善Ti40合金的高溫加工性能。

為了能更好地研究氫對Ti40合金性能的影響，需研究氫對Ti40合金微觀組織和相的影響。本文主要研究氫對Ti40合金的組織和析出相的影響規(guī)律，為進一步研究氫在Ti40合金中的作用提供參考。

1 試驗材料與試驗方法

1.1 試驗材料

試驗材料為西北有色金屬研究院提供的β型Ti40阻燃合金，合金材料名義成分為Ti-15Cr-25V-0.2Si, 試驗材料按名義成分配料，經過2次真空自耗電弧爐熔煉成鑄錠，開坯及α+β兩相區(qū)鍛造成φ20 mm的圓棒，然后進行退火處理,處理工藝為850 ℃/1 h+AC。

1.2 試驗方法

鈦合金吸氫與放氫試驗采用L2210Ⅱ/ZM型管式氫處理爐，如圖1所示。

1—氫氣入氣口；2 —氬氣入氣口；3 —氫氣閥；4 —氮氣閥；5— 進氣閥；6 —放空閥；7 —安全閥；8 —直聯泵；9 —分子泵；10 —高真空閥；11— 隔離閥；12 —電離規(guī)；13 —電阻規(guī)；14—加熱閥

圖1 L2210Ⅱ/ZM型管式氫處理爐簡圖

吸氫與放氫試驗前，首先對試樣表面進行處理，保證試樣表面不受污染。合金吸放氫溫度為750 ℃。試樣吸氫與放氫后，用ME235S分析天平(精度為10-5)測定試樣試驗前后的質量，利用質量差計算鈦合金中的氫含量。

采用金相顯微鏡(OLYMPUS-BX41M)觀察金相試樣組織形貌，其腐蝕液為HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶10(體積比)；用RINT2100型X射線衍射儀進行物像分析，條件為：Cu-Kα靶(λ=1.540 6)，電壓40 kV，電流20 mA；掃描參數為0.006(°)/step；掃描范圍為30°～80°；在維氏硬度計上(型號為MVS-1000JM2T)，采用金相試樣測試其硬度；透射電鏡觀察在JEM-3010型高分辨電子顯微鏡上進行，采用雙噴電解拋光技術減薄，雙噴電解液為HClO4∶C4H9OH∶CH3OH=6∶34∶60(體積比)。

2 試驗結果

2.1 Ti40合金吸氫后的組織演變

圖2為Ti40合金吸氫前后的XRD衍射圖譜。原始態(tài)的Ti40合金只含有β相，但與標準卡片相比，β相衍射峰的位置向高角度移動。根據布拉格方程，β相的晶格常數a=0.315 7 nm，晶胞體積V=31.468 7×10-3nm3，與標準卡片值0.330 6 nm和36.15×10-3nm3相比，晶格常數減小了0.149 nm，晶胞體積減小了4.6813×10-3nm3，這主要因為作為置換原子的合金元素V、Cr、Si的原子半徑小于Ti的原子半徑。當合金中氫的質量分數較低時(0.233%)，沒有出現新的衍射峰，說明合金仍然只有β相；但β相衍射峰的強度降低，衍射峰向低角度移動，而且β相的晶格常數和晶胞體積略有增加，如圖3所示。這主要是因為氫作為間隙原子固溶于β相的間隙位置，使晶格發(fā)生膨脹，晶面間距增加。當合金中氫的質量分數為0.634%時，XRD衍射圖譜發(fā)生很大變化，不僅β相衍射峰的位置繼續(xù)向低角度移動，還出現新的衍射峰。經標定，新的衍射峰為α相和Ti5Si3相。這與宗影影等[11]得到的結果一致，他們認為氫的加入降低了Si在β相中的固溶度，促進了硅化物粒子的析出。

圖2 Ti40合金吸氫前后的XRD圖譜

圖3 氫對Ti40合金的β相的晶格常數和晶胞體積的影響

氫對Ti40合金顯微組織的影響如圖4所示。Ti40合金為β型鈦合金，顯微組織為粗大的單相β，如圖4(a)所示。當加入的氫含量較低時，組織沒有發(fā)生變化，仍為單相β(圖4(b))，這與XRD的結果一致。隨著氫含量的增加，β相晶界處開始加深變寬，這主要是因為晶界處缺陷較多，能量較大，易于聚集氫原子造成的，如圖4(c)所示。當合金中氫的質量分數為0.634%時，氫原子不僅聚集于晶界等缺陷處，還固溶于β相內，使β相易于腐蝕而顯灰色，如圖4(d)所示。XRD衍射顯示的析出相α相也易于腐蝕，且其尺寸很細小，所以，在金相顯微組織圖片中，仍然只能觀察到β相。

(a)as-received one;

(b)0.233%;

(c)0.336%;

(d)0.634%

對氫的質量分數為0.634%的合金進行透射電鏡觀察，可發(fā)現大量細小片層析出物，如圖5所示，其中析出的片層組織為α相。由圖3可知，氫的加入使Ti40合金的晶格發(fā)生膨脹，晶體點陣發(fā)生畸變，并且其畸變程度隨著氫含量的增加而增大。當晶體內的畸變能增加到一定值時，晶體結構變得不穩(wěn)定，需要向穩(wěn)定相轉變。另外，氫的加入削弱了金屬原子之間的鍵合作用，降低了結合能，使金屬局部區(qū)域軟化。根據金屬原子之間的結合力和能量原則，Ti-Si之間的結合較弱，容易被打破而形成新的化合物來降低整個系統的能量。再者，氫的加入可降低Si在β相中的固溶度，并使其聚集在晶界處而形成硅化物。對于α相的析出機制，主要是因為β相結構不穩(wěn)定，在降溫過程中發(fā)生β→α轉變。

(a, c) α phase; (b, d) Corresponding SEAD of α phase

圖6為Ti40合金吸氫后合金硬度的變化曲線，可以看出，氫加入Ti40合金后，首先因氫原子固溶于β相間隙位置，造成間隙固溶強化，使合金硬度增加。當合金中的氫含量較高時，合金中析出了片層α相，大大降低了由固溶氫引起的畸變能，合金硬度減小。

圖6 Ti40合金吸氫前后的顯微硬度

2.2 Ti40合金放氫組織演變

隨著氫的加入，鈦合金的顯微組織發(fā)生很大的變化，同時還伴隨著新相的析出和α、β相含量、形態(tài)和分布的改變，從而達到改善鈦合金高溫加工性能的目的。當鈦合金服役時，需要進行真空退火放氫，而退火后的顯微組織將影響鈦合金的性能。

吸氫Ti40合金放氫后的XRD衍射圖如圖7所示。結果表明，放氫后Ti40合金中除了β相外，還有少量的硅化物粒子。β相衍射峰位置和相對峰強度與原始Ti40合金相似，其晶格常a=0.316 17 nm，V=31.606 08 nm3。

圖7 Ti40合金放氫后的XRD衍射圖譜

圖8為吸氫Ti40合金放氫后的顯微組織，可知其顯微組織仍為大塊β相，與原始組織一致。XRD衍射和微觀組織分析表明，Ti40合金放氫后其微觀組織不存在任何顯微缺陷，不會影響合金的力學性能。

圖8 吸氫Ti40合金放氫后的顯微組織

2.3 Ti40合金吸氫與放氫過程組織演變規(guī)律

氫在鈦合金α相和β相中的極限溶解度存在很大的差別，對α相和β相的相變影響也不同。對于不同類型的鈦合金，初始狀態(tài)的顯微組織結構不同，氫處理過程中組織變化規(guī)律也存在差異。β型Ti40合金在吸氫與放氫過程中組織的演變規(guī)律如圖9所示。

圖9 Ti40合金吸氫與放氫后的組織演變

對于Ti40合金，氫的加入降低了Si在合金中的固溶度，并削弱了Si與Ti之間金屬鍵的鍵和作用，降低結合力，促進了硅化物粒子的形成，并且晶界處原子排列不規(guī)則，使得氫原子與硅原子等易于聚集，在晶界處形核，析出硅化物；而氫的聚集則使晶界更易于腐蝕。當氫含量較高時，β相發(fā)生嚴重畸變，系統能量升高，在降溫過程中，析出α相。Ti40合金在吸氫與放氫過程中的相變過程如下：β→βH→α+Ti5Si3+βH→β+ Ti5Si3(少量)。

3 結論

1)對于Ti40合金，由于氫的加入，改變了合金元素的分布，使硅、氫等聚集在晶界附近，易于腐蝕，晶界表現為晶界的加深寬化。當氫含量較高時，β相內開始析出α相，并發(fā)現了硅化物粒子。

2)吸氫Ti40合金放氫后，合金中的相與原始合金一致。

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