不同工藝高溫固溶與時(shí)效處理后SP-700鈦合金的組織與性能

李 聰，丁智力，黃 燦，周立波，陳 維，陳 薦

(長沙理工大學(xué)能源與動力工程學(xué)院，長沙 410114)

0 引 言

鈦合金由于其優(yōu)異的耐腐蝕性、較高的比強(qiáng)度、較低的密度以及良好的生物相容性和易成型性等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、化工、生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域[1-2]。汽輪機(jī)葉片在高溫環(huán)境下容易發(fā)生氧化腐蝕、磨損腐蝕和蠕變破壞，因此其材料性能很大程度上決定了汽輪機(jī)的發(fā)電效率。目前，Ti-6Al-4V鈦合金(TC4鈦合金)是國內(nèi)外使用最多的末級葉片用鈦合金，但其欠佳的加工性能阻礙了該合金的進(jìn)一步發(fā)展。Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe鈦合金(SP-700鈦合金)作為一種新型α+β型鈦合金，是在Ti-6Al-4V合金化學(xué)成分基礎(chǔ)上添加了鉬和鐵2種β相穩(wěn)定化元素，降低了鋁、釩2種元素含量而開發(fā)出來的，該合金的超塑性、耐腐蝕性、強(qiáng)度、韌性較Ti-6Al-4V合金都有所提高[3]，有希望替代Ti-6Al-4V合金成為汽輪機(jī)葉片材料；但是由于成果的保密，在國際上公開發(fā)表的SP-700鈦合金相關(guān)研究報(bào)道很少，國內(nèi)對該合金正處在研究和初步生產(chǎn)階段。因此，積極開展新型SP-700鈦合金葉片的前瞻性研究成為目前我國汽輪機(jī)行業(yè)的迫切任務(wù)之一。

改變固溶和時(shí)效熱處理工藝能夠?qū)︹伜辖鸬娘@微組織與力學(xué)性能進(jìn)行調(diào)控，熱處理參數(shù)如固溶溫度、固溶時(shí)間、時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間等對鈦合金的顯微組織和力學(xué)性能具有重要影響[4-7]?，F(xiàn)階段有關(guān)SP-700鈦合金熱處理工藝的研究主要集中在β/(α+β)相變點(diǎn)以下溫度熱處理后的組織和性能方面，例如：王新等[8]研究了SP-700鈦合金在740～900 ℃固溶處理后的顯微組織與強(qiáng)度變化規(guī)律；TAKEDA等[9]研究了SP-700鈦合金在810～870 ℃固溶處理時(shí)初生α相體積分?jǐn)?shù)和平均直徑與固溶溫度的關(guān)系；GUNAWARMAN等[10]研究了SP-700鈦合金在830～900 ℃固溶處理時(shí)初生α相體積分?jǐn)?shù)與斷裂韌性的關(guān)系；王悔改等[11]發(fā)現(xiàn)SP-700鈦合金在相變點(diǎn)以下進(jìn)行多重固溶、時(shí)效處理后，具有很好的塑韌性。更高溫度的固溶處理及其相應(yīng)的時(shí)效處理，對鈦合金顯微組織更大范圍的調(diào)控及加工制造成型性能有著重要影響，然而目前有關(guān)SP-700鈦合金在相變點(diǎn)以上溫度進(jìn)行固溶以及后續(xù)時(shí)效處理的相關(guān)研究較少。因此，作者對SP-700鈦合金進(jìn)行相變點(diǎn)以上溫度固溶處理后再進(jìn)行相變點(diǎn)以下(α+β)相區(qū)固溶處理以及β相區(qū)固溶+單級和雙級時(shí)效處理，研究了不同工藝下SP-700鈦合金的組織、硬度和壓縮性能，為SP-700鈦合金在汽輪機(jī)葉片上的應(yīng)用提供一定的理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為直徑5 cm的SP-700鈦合金棒，由中國科學(xué)院金屬研究所熔煉與加工而成，其化學(xué)成分如表1所示，初始顯微組織如圖1(a)所示，可知其初始組織主要由白色區(qū)域的條狀α相和黑色區(qū)域的β相組成，其中條狀α相的數(shù)量較多、分布較均勻。通過金相法測得其β/(α+β)相轉(zhuǎn)變溫度約為940 ℃。SP-700鈦合金在1 000 ℃淬火后的顯微組織如圖1(b)所示，由于在相變溫度以上進(jìn)行淬火，因此其顯微組織主要由針狀馬氏體組成。采用線切割方法從SP-700鈦合金棒上切取尺寸為φ4 mm×7 mm的圓柱體試樣，在被惰性氣體保護(hù)的電阻爐中進(jìn)行進(jìn)行固溶、時(shí)效處理。將SP-700鈦合金在β相區(qū)1 000 ℃固溶15 min后，降溫至(α+β)相區(qū)進(jìn)行不同時(shí)間和溫度下的固溶處理以及不同溫度和時(shí)間的單級時(shí)效處理和雙級時(shí)效處理，具體熱處理制度如下：(1)不同固溶時(shí)間的(α+β)相區(qū)固溶處理，即β相區(qū)固溶處理后以10 ℃·s-1的速率冷卻到(α+β)相區(qū)850 ℃，分別進(jìn)行3，5，7，10 min的保溫，然后淬火至室溫；(2)不同固溶溫度的(α+β)相區(qū)固溶處理，即β相區(qū)固溶處理后以10 ℃·s-1的速率分別冷卻到(α+β)相區(qū)的650，700，750，850，900 ℃并保溫5 min，然后淬火至室溫；(3)β相區(qū)固溶+單級時(shí)效處理，即先在β相區(qū)1 000 ℃固溶保溫15 min，淬火至室溫，隨后加熱至370，500，650 ℃分別進(jìn)行15，90 min的時(shí)效處理；(4)β相區(qū)固溶+雙級時(shí)效熱處理，即先在β相區(qū)1 000 ℃固溶保溫15 min，淬火至室溫，隨后加熱至280 ℃低溫預(yù)時(shí)效45 min，淬火至室溫，再加熱至370，500，650 ℃分別進(jìn)行15，90 min的第二級時(shí)效處理。

圖1 初始態(tài)和1 000 ℃淬火態(tài)SP-700鈦合金的顯微組織

表1 SP-700鈦合金的化學(xué)成分

對不同固溶、時(shí)效處理后的圓柱體試樣進(jìn)行鑲樣、打磨、拋光，采用Kroll試劑(3 mL HF+6 mL HNO3+100 mL H2O)腐蝕后，用OLYMPUS PMG3型倒置式光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織；采用Image J圖像分析軟件，通過圖像法測量α相的體積分?jǐn)?shù)，每個(gè)試樣分別取倍數(shù)相同的5張照片進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。采用MVT-1000A型維氏硬度計(jì)測顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為10 s，測3次取平均值。采用Gleeble 1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對試樣進(jìn)行室溫壓縮試驗(yàn)，壓縮應(yīng)變速率為10-3s-1，相同熱處理?xiàng)l件下測3個(gè)平行試樣。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

2.1.1 (α+β)相區(qū)相同溫度固溶不同時(shí)間后的組織

由圖2可知：試驗(yàn)合金在(α+β)相區(qū)(850 ℃)保溫3 min固溶處理后，其顯微組織主要由塊狀α相、條狀α相及β相組成；當(dāng)保溫時(shí)間延長到5 min時(shí)，塊狀α相溶解，尺寸減小，這是因?yàn)樵讦?β界面處存在Burgers取向關(guān)系，α相會分段溶解形成更加細(xì)小的組織[12]；當(dāng)固溶時(shí)間延長到7 min時(shí)，塊狀α相繼續(xù)分解為細(xì)小的條狀α相；隨著固溶時(shí)間延長到10 min，條狀α相長大。文獻(xiàn)[13]中也發(fā)現(xiàn)了相同的結(jié)果，α相在(α+β)相區(qū)固溶時(shí)會先溶解成形貌較小的α相，隨后分解形成細(xì)小的條狀α相，條狀α相隨固溶時(shí)間的延長繼續(xù)長大。由圖3可以看出，在(α+β)相區(qū)固溶處理過程中，試驗(yàn)合金中α相體積分?jǐn)?shù)隨著固溶時(shí)間的延長呈略微增大趨勢，但由于(α+β)相區(qū)固溶時(shí)間很短，因此其體積分?jǐn)?shù)相差不大。

圖2 (α+β)相區(qū)同一溫度固溶不同時(shí)間后試驗(yàn)合金的顯微組織

圖3 (α+β)相區(qū)相同溫度固溶后試驗(yàn)合金α相體積分?jǐn)?shù)隨固溶時(shí)間的變化曲線

2.1.2 (α+β)相區(qū)不同溫度固溶相同時(shí)間后的組織

由圖4可以看出：當(dāng)固溶溫度為650 ℃時(shí)，固溶5 min后試驗(yàn)合金的顯微組織主要由塊狀α相、條狀α相及β相組成，該固溶溫度在相變點(diǎn)以下，β相分解得到大量的α相組織；當(dāng)固溶溫度為700 ℃時(shí)，顯微組織呈網(wǎng)籃狀，在β相中形成了條狀α相，條狀α相較細(xì)小，β相晶粒之間的α相晶界變得明顯，條狀α相平行于晶界生長；750 ℃固溶時(shí)的顯微組織與700 ℃固溶時(shí)類似，都為網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)，但750 ℃下的顯微組織更為細(xì)化且β相晶粒尺寸增大，β相晶粒尺寸的增大是由于β相在較高的固溶溫度下有較高的擴(kuò)散速率引起的[14]；當(dāng)固溶溫度為850 ℃時(shí)，條狀α相減少，出現(xiàn)了塊狀α相，這是因?yàn)樵谳^短的固溶時(shí)間及較高的固溶溫度下，原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，相邊界會發(fā)生遷移，而為了降低能量相邊界會朝著晶粒的曲率中心移動，從而導(dǎo)致α相的塊狀化[15]；當(dāng)固溶溫度達(dá)到900 ℃時(shí)，α相晶界連續(xù)，組織中析出交錯(cuò)分布的細(xì)小條狀α相，塊狀α相的尺寸變大。α相通過長大來降低因α相和β相的相界面增多而產(chǎn)生的界面能[16];交錯(cuò)分布的細(xì)小條狀α相的析出是因?yàn)殡S著(α+β)相區(qū)固溶溫度的升高，在α相向β相轉(zhuǎn)變過程中合金元素的再分配使得β相中的β相穩(wěn)定元素含量降低而導(dǎo)致的[17]。由圖5可以看出，隨著固溶溫度的升高，(α+β)相區(qū)固溶處理后試驗(yàn)合金中α相的體積分?jǐn)?shù)減小，這說明在相變溫度以下進(jìn)行固溶時(shí)，溫度越低越有利于α相的析出。

圖4 (α+β)相區(qū)不同溫度固溶相同時(shí)間后試驗(yàn)合金的顯微組織

圖5 (α+β)相區(qū)固溶相同時(shí)間后試驗(yàn)合金α相體積分?jǐn)?shù)隨固溶溫度的變化曲線

2.1.3 單級時(shí)效處理后的組織

由圖6可以看出，經(jīng)β相區(qū)固溶+單級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的顯微組織基本均由針狀馬氏體、少量α相和β相組成，這是因?yàn)闀r(shí)效處理可使高溫固溶快速冷卻保留的亞穩(wěn)β相或馬氏體相繼續(xù)分解。鈦合金中α相的形態(tài)和數(shù)量與時(shí)效過程緊密相關(guān)[12]。當(dāng)時(shí)效溫度為370 ℃時(shí)，析出的針狀α相呈彌散分布；隨著時(shí)效溫度升高至500 ℃，馬氏體相的分解相變發(fā)生得更快，α相明顯增多，相較于之前的馬氏體相，新析出的α相明顯細(xì)化，尤其是當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長至90 min后，彌散度也較高；當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到650 ℃時(shí)，組織中有明顯的β晶界出現(xiàn)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，析出的針狀α相通過相界的遷移發(fā)生合并粗化，β轉(zhuǎn)變組織由灰白色逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闇\黑色，同時(shí)β晶界越來越明顯。

圖6 不同溫度和時(shí)間單級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的顯微組織

2.1.4 雙級時(shí)效處理的組織

由圖7可以看出，β相區(qū)固溶處理的試驗(yàn)合金在雙級時(shí)效過程中低溫預(yù)時(shí)效后的顯微組織主要由β相、彌散分布的細(xì)小α相及針狀馬氏體組成。

圖7 雙級時(shí)效中低溫預(yù)時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的顯微組織

由圖8可以看出，β相區(qū)固溶的試驗(yàn)合金經(jīng)雙級時(shí)效處理后的顯微組織與單級時(shí)效處理的組織類似，主要是針狀馬氏體、α相和β相組成，但其組織更加均勻，這是因?yàn)榈蜏仡A(yù)時(shí)效可使試驗(yàn)合金獲得高密度且均勻成核的G.P.區(qū)(溶質(zhì)元素富集區(qū))，并成為沉淀相的核心，從而使組織的均勻性提高[18]。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為15 min時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，α相的析出量增多，且當(dāng)時(shí)效溫度為650 ℃時(shí)，β晶界處析出了明顯的α相；這說明在時(shí)效溫度較高時(shí)，亞穩(wěn)β相更容易在β晶界、α/β相界等位置析出α相。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為90 min時(shí)，在不同的時(shí)效溫度下均觀察到了明顯的β晶界，且α相含量比時(shí)效時(shí)間為15 min時(shí)高，這是由于隨著時(shí)效時(shí)間的延長，亞穩(wěn)β相進(jìn)一步分解析出了α相所致。

圖8 不同溫度和時(shí)間雙級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的顯微組織

2.2 顯微硬度

由圖9可以看出，β相區(qū)固溶處理的試驗(yàn)合金經(jīng)(α+β)相區(qū)固溶處理后的硬度隨著固溶時(shí)間的延長呈先升高后降低的趨勢，當(dāng)固溶時(shí)間由3 min延長至7 min時(shí)，合金中硬度較高的α相體積分?jǐn)?shù)增大[19-20]，因此合金的硬度升高，但β當(dāng)相區(qū)固溶時(shí)間延長至10 min時(shí)，條狀α相的粗化導(dǎo)致晶界比例減少，導(dǎo)致更易發(fā)生位錯(cuò)滑移，因此顯微硬度降低[21]。(α+β)相區(qū)固溶處理的試驗(yàn)合金的硬度隨著固溶溫度的升高呈先降低后升高的趨勢；當(dāng)固溶溫度由650 ℃升高至700 ℃時(shí)，合金中的α相體積分?jǐn)?shù)減少，因此硬度降低；當(dāng)固溶溫度升高至750 ℃時(shí)，網(wǎng)籃狀組織細(xì)化，因此顯微硬度升高[19]；隨著固溶溫度繼續(xù)升高至900 ℃，組織中析出交錯(cuò)分布的細(xì)小條狀α相，導(dǎo)致位錯(cuò)堆積，從而提高了合金的硬度。隨著時(shí)效溫度的升高，β相區(qū)固溶+單級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的硬度呈先升高后降低的趨勢；當(dāng)時(shí)效溫度由370 ℃升高至500 ℃時(shí)，馬氏體相分解為硬度更高的α相，因此合金硬度升高；但是過高的時(shí)效溫度有利于β相的析出，因此隨著時(shí)效溫度的繼續(xù)升高，合金硬度下降。時(shí)效時(shí)間為15 min時(shí)，單級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的硬度高于時(shí)效時(shí)間為90 min時(shí)，這可能是由于時(shí)效時(shí)間的延長使得析出組織粗化所致。雙級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的硬度變化趨勢與單級時(shí)效相似，但在雙級時(shí)效中，相同溫度時(shí)效15 min和90 min后試驗(yàn)合金的硬度相差不大，這說明經(jīng)過低溫預(yù)時(shí)效處理后，時(shí)效時(shí)間對硬度的影響不大。

圖9 不同固溶和時(shí)效工藝處理后試驗(yàn)合金的硬度變化曲線

2.3 壓縮性能

由圖10可以看出，隨著固溶時(shí)間的延長，(α+β)相區(qū)固溶后試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度整體呈增大趨勢。研究[22]表明，具有密排六方結(jié)構(gòu)的α相比具有體心立方結(jié)構(gòu)的β相具有更高的變形抗力，隨著固溶時(shí)間的延長，α相的體積分?jǐn)?shù)增多，因此合金的強(qiáng)度增大。隨著固溶時(shí)間的延長，(α+β)相區(qū)固溶后試驗(yàn)合金的斷裂應(yīng)變減小，這是由于當(dāng)固溶時(shí)間為3～5 min時(shí)，組織中的塊狀α相有較多滑移系，在塑性變形過程中位錯(cuò)易滑移，而當(dāng)固溶時(shí)間為7～10 min時(shí)，組織中的條狀α相會阻礙位錯(cuò)滑移，導(dǎo)致相界面產(chǎn)生嚴(yán)重的應(yīng)力集中，造成塑性變形能力下降[18]，因此斷裂應(yīng)變較低。對比發(fā)現(xiàn)，850 ℃固溶5 min時(shí)的試驗(yàn)合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。

圖10 (α+β)相區(qū)相同溫度固溶后試驗(yàn)合金的壓縮性能隨固溶時(shí)間的變化曲線

由圖11可以看出，隨著固溶溫度的升高，(α+β)相區(qū)固溶處理后試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度先減小后增大，斷裂應(yīng)變呈先減小后增大再減小的趨勢。當(dāng)固溶溫度由650 ℃升高到700 ℃時(shí)，結(jié)合圖4可以看出，α相體積分?jǐn)?shù)的減少，尤其是塊狀α相的減少，使得強(qiáng)度有所下降，此外多形態(tài)α相的組合變?yōu)榫W(wǎng)籃狀組織，使得斷裂應(yīng)變有所減??；但是隨著固溶溫度的繼續(xù)升高，雖然α相體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)減少，但組織中塊狀α相重新形成，多形態(tài)α相逐漸形成，從而使得合金強(qiáng)度與塑性都有所升高。當(dāng)固溶溫度為900 ℃時(shí)，可能是由于β基體在最后的淬火過程中析出了大量脆性ω相，合金整體協(xié)調(diào)變形能力受到阻礙[23]，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度增大、塑性降低。對比發(fā)現(xiàn)，在固溶時(shí)間為5 min條件下，當(dāng)固溶溫度為650 ℃時(shí)，試驗(yàn)合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。

圖11 (α+β)相區(qū)固溶相同時(shí)間后試驗(yàn)合金的壓縮性能隨固溶溫度的變化曲線

由圖12可以看出：在相同時(shí)效時(shí)間下，單級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的升高呈先增大后減小的趨勢，斷裂應(yīng)變呈增大趨勢；在相同時(shí)效溫度下，時(shí)效時(shí)間越長，馬氏體相分解發(fā)生得越徹底，合金的強(qiáng)度和斷裂應(yīng)變越大。細(xì)小、彌散度大的α相具有很強(qiáng)的強(qiáng)化效果[12]，因此500 ℃時(shí)效后的合金強(qiáng)度最高。隨著時(shí)效溫度的升高，由馬氏體分解而來的α相有所粗化，合金強(qiáng)度有所下降，而更高的溫度使得整個(gè)合金中β相增多，體心立方結(jié)構(gòu)β相的增多可增加金屬滑移的可能性，提高塑性變形能力[24]。對比發(fā)現(xiàn)，在時(shí)效時(shí)間為90 min和時(shí)效溫度為650 ℃條件下，單級時(shí)效處理的試驗(yàn)合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。

圖12 不同時(shí)效時(shí)間單級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的壓縮性能隨時(shí)效溫度的變化曲線

由圖13結(jié)合圖12可以看出，雙級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金強(qiáng)度的變化趨勢與單級時(shí)效處理的變化趨勢基本一致，且90 min時(shí)效時(shí)間下斷裂應(yīng)變的變化趨勢也與單級時(shí)效一致，但是15 min時(shí)效時(shí)間下雙級時(shí)效處理后斷裂應(yīng)變呈先減小后增大的趨勢。與單級時(shí)效處理相比，雙級時(shí)效處理后合金的強(qiáng)度整體得到了提升，15 min時(shí)效時(shí)間下的斷裂應(yīng)變增大，這是由于雙級時(shí)效所析出的α相更為細(xì)小而均勻；而90 min時(shí)效時(shí)間下由于晶界α相的析出，其斷裂應(yīng)變略微減小，這與前面提到的α相的析出量密切相關(guān)。對比發(fā)現(xiàn)，在時(shí)效時(shí)間為15 min、時(shí)效溫度為650 ℃條件下，雙級時(shí)效處理的試驗(yàn)合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。

圖13 不同時(shí)效時(shí)間雙級時(shí)效處理后試驗(yàn)合金的壓縮性能隨時(shí)效溫度的變化曲線

3 結(jié) 論

(1)將β相區(qū)固溶處理的SP-700鈦合金降溫至(α+β)相區(qū)(850 ℃)固溶處理后，其α相的體積分?jǐn)?shù)隨固溶時(shí)間的延長而逐漸增加，當(dāng)固溶時(shí)間為5 min時(shí)，該合金可以獲得良好的強(qiáng)塑性匹配；而在相同固溶時(shí)間(5 min)下，α相的體積分?jǐn)?shù)隨著固溶溫度的升高而減小，當(dāng)固溶溫度為650 ℃時(shí)，該合金可以獲得良好的強(qiáng)塑性匹配。

(2)經(jīng)β相區(qū)固溶+單級/雙級時(shí)效處理后，SP-700鈦合金基本由β相、α相以及針狀馬氏體組成。在時(shí)效溫度為650 ℃、時(shí)效時(shí)間為90 min下單級時(shí)效處理后，合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配；在時(shí)效溫度為650 ℃、時(shí)效時(shí)間為15 min下雙級時(shí)效處理后，合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。

(3)在850 ℃下固溶時(shí)，SP-700鈦合金的硬度隨固溶時(shí)間的延長先升高后降低；在固溶時(shí)間5 min下，合金的硬度隨固溶溫度的升高先降低再升高。β相區(qū)固溶+單級/雙級時(shí)效處理后，合金的硬度均隨時(shí)效溫度的升高呈先升高后降低的趨勢，并均在500 ℃時(shí)效溫度時(shí)達(dá)到最高值。