Ti-5Al-10Cr合金棒材的时效响应研究

李 倩，葛 鹏，周 伟，赵永庆

(1.西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)(2.西部钛业有限责任公司，陕西 西安 710201)

Ti-5Al-10Cr合金棒材的时效响应研究

李 倩1，葛 鹏2，周 伟1，赵永庆1

(1.西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)(2.西部钛业有限责任公司，陕西 西安 710201)

对固溶处理的近β型Ti-5Al-10Cr合金进行了不同温度和时间的时效处理，观察了时效处理后合金的显微组织，分析了合金的相组成，并对硬度及拉伸性能进行了测试分析。结果表明，随着时效温度的提高，析出α相的体积分数先增多后减少，合金的抗拉强度与α相体积分数有着同样的变化趋势；合金在低温长时间时效或高温时效时，会析出TiCr2相，时效温度较低时该相对合金硬度有一定贡献，随着时效温度升高，该析出相长大，对硬度的贡献下降。

Ti-5Al-10Cr合金；时效响应；析出相

0 引 言

近β型钛合金以其高强度、高断裂韧性和优良的抗腐蚀性能，成为航空航天领域重要的结构材料。众所周知，析出强化是近β型钛合金的主要强化手段之一，析出相的尺寸、形状和分布规律等对合金的力学性能有着至关重要的影响[1-2]。已有相关研究表明[3-5]，近β型钛合金经过固溶处理后，在不同的温度区间时效会出现不同的析出行为。因为时效工艺会影响合金中析出相的形貌、尺寸及分布，而通过研究简单三元系近β钛合金的时效析出行为来研究析出强化效应不失为一种简便的研究方法。本研究依托国家重点基础研究发展计划项目，对近β型Ti-5Al-10Cr合金进行固溶、时效等热处理，通过光学金相组织分析、扫描断口分析、透射电镜分析、XRD分析等研究手段，研究时效工艺对合金组织特征与力学性能的影响，以期探明该合金α相、β相的转变与形态演变特征及时效响应。

1 实 验

实验材料为采用真空自耗电弧炉熔炼的Ti-5Al-10Cr合金铸锭，铸锭在β相区开坯，两相区锻造成70 mm×70 mm方棒。用金相法测得合金相变点为850±5 ℃。从棒材上取纵向拉伸试样、硬度试样、金相试样及XRD试样。对试样进行900 ℃×30 min/WQ固溶处理。为了解时效制度对合金组织性能的影响，在固溶制度相同的前提下共进行了4种温度、7种时间的时效处理，具体时效制度见表1。

表1 Ti-5Al-10Cr合金的时效处理制度

Table 1 Heat treatment program for Ti-5Al-10Cr alloy

硬度测试在450D型维氏硬度测试仪上进行，压头压力10 kg，保压时间30 s。拉伸测试在INSTRON 5982型试验机上进行。显微组织观察在Olympus-PMG3型光学显微镜上完成。拉伸断口形貌观察在JEOL JSM-6390A型扫描电子显微镜上完成。XRD分析在D8 ADVANCE型XRD分析仪上进行，试样尺寸为10 mm×10 mm×10 mm。

2 结果与分析

2.1 Ti-5Al-10Cr合金固溶处理后的组织

为了使成分和组织均匀化，强化时效响应，大部分的β型钛合金均进行固溶处理。前期研究结果表明，固溶温度超过900 ℃，尤其是达到1 100 ℃时，合金晶粒会急剧增大，因此选取的固溶温度为900 ℃。图1为Ti-5Al-10Cr合金在900 ℃固溶处理30 min后水冷的金相照片。由图1可知，合金固溶处理后呈现出较为均匀的等轴β晶粒，β晶粒平均尺寸为213 μm。Ti-5Al-10Cr合金含有大量的β稳定元素，临界冷却速度也较小，因此能将β相全部保持到室温。图2为Ti-5Al-10Cr合金在900 ℃固溶处理后的XRD谱图。由图2可见，合金由单一β相组成，说明在固溶处理的冷却过程中，没有次生相析出。

图1 Ti-5Al-10Cr合金经900 ℃固溶后的金相照片Fig.1 Metallograph of Ti-5Al-10Cr alloy solution treated at 900 ℃

图2 Ti-5Al-10Cr合金经900 ℃固溶处理后的XRD谱图Fig.2 XRD pattern of Ti-5Al-10Cr alloy solution treated at 900 ℃

2.2 Ti-5Al-10Cr合金的时效响应

图3为经900 ℃×30 min/WC固溶处理后的Ti-5Al-10Cr合金，再经不同温度、不同时间时效处理后的硬度变化曲线。由图3可知，在400、500 ℃时效处理时，时效硬化效果明显，Ti-5Al-10Cr合金时效响应较快，尤其400 ℃时效处理时，合金的时效响应十分迅速，得到的时效硬度峰值也比其他温度下的峰值要高；在600、700 ℃时效处理时，尤其是700 ℃时效时，合金的时效硬化效果较差，时效前后的硬度基本处于同一水平。

图3 Ti-5Al-10Cr合金维氏硬度随时效时间的变化曲线Fig.3 The Vicker’s hardness of Ti-5Al-10Cr alloy following the change of aging time

为考察时效时间对晶格常数的影响，利用测得的Ti-5Al-10Cr合金的XRD图谱，通过JADE软件计算出其在500、600 ℃时效处理后析出α相的晶格常数a、c，进而得到c/a值。图4为Ti-5Al-10Cr合金晶格参数c/a值随时效时间的变化曲线。

图4 Ti-5Al-10Cr合金晶格参数c/a值随时效时间变化曲线Fig.4 Ti-5Al-10Cr alloy lattice constant c/a curve varied with the aging time

如果合金更易于变形的话，对应的硬度值应该较小。这是因为试样在硬度测试时更容易出现较大的压痕。对比图3、图4可以看出，合金在600 ℃时效时，晶格参数c/a值与硬度值对应的较好，即c/a值小时硬度值也相应较小，其曲线与硬度随时效时间变化曲线基本吻合。而在500 ℃时效时，2h硬度上升(图3)而此时的c/a值却降低，4h情况与2h相反，此时硬度值下降而c/a值却升高，但是4h的硬度值比1h略高，c/a值同样表现为比1h的c/a值略高，其他点变化趋势基本吻合。

2.3Ti-5Al-10Cr合金的时效析出行为

图5为固溶处理Ti-5Al-10Cr合金经不同温度时效处理后的XRD谱图。未经时效处理的合金，由单一的亚稳β相组成(图2)，{110}、{211}、{200}等谱线强度很高。经过500 ℃时效后，合金中析出了大量的α相，其β相的谱线已经非常不明显，只有最强峰{110}能显示出来(图5a)，说明此时的α相含量远远大于β相含量。600 ℃时效时，可以看出析出相α{100}、{002}、{110}谱线的强度较500 ℃时(图5b)有很大提高，说明合金中α相含量逐步增加，并且出现了TiCr2相(图5b)。Cr是一种慢共析型β稳定元素，从Ti-Cr相图可知[6]，在667 ℃附近存在共析点，当温度降至该温度以下时，发生共析反应，平衡状态下析出共析反应产物——金属间化合物TiCr2相。Ti-4.5Cr合金在550 ℃保温100 h析出TiCr2相，Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金在540 ℃热暴露100 h出现TiCr2相[7]。TiCr2相是一种高熔点、高硬度的金属间化合物，对合金硬度的提高有贡献。在600 ℃时效4 h后，出现了比较明显的TiCr2相(图5b)，还有少量的β相，此时对应的硬度值(图3)有比较明显的升高。而在700 ℃时效时，因为超过了TiCr2相形成的温度，所以没有形成TiCr2相(图5c)，而同时β相体积分数较600 ℃时明显增大。

图5 Ti-5Al-10Cr合金在不同温度时效后的XRD 谱图Fig.5 XRD pattern of Ti-5Al-10Cr alloy aged at different temperatures

图6为Ti-5Al-10Cr合金经不同温度时效处理后的SEM照片。Ti-5Al-10Cr合金经400 ℃时效4 h后，从放大2万倍的扫描照片中(图6a)几乎看不到析出的α相，500 ℃时效4 h后析出的α相为细小的片层状(图6b)。600 ℃时效4 h后，在β基体上析出的依然为片层状α相，比500 ℃时效得到的α相尺寸大。而在700 ℃时效，因为超过了TiCr2相形成的温度，所以没有TiCr2相的存在(图5c)，而同时β相体积分数有明显增多。析出的α相为片层状(图6d)，与图6c相比，片层α相粗化严重。

Ti-5Al-10Cr合金具有随着时效温度的升高，析出α相体积分数先增多后减少现象，有着多方面的原因。对于亚稳β、近β钛合金，由于β稳定元素含量较多，在固溶或退火过程中有大量不稳定的残余β相保留，时效过程中，这些残余β相分解，会发生下列反应[8-9]：①β→α+ω；②β→α+ω→α+β；③β→α+β′→β+α；④β→α+β。在本研究中，仅发现发生了反应④，这是一种同素异构转变，也是分解反应，即α相的形核和长大过程。

图6 Ti-5Al-10Cr合金经不同温度时效处理后的SEM照片Fig.6 SEM micrographs of Ti-5Al-10Cr alloy with different heat treatments

Ti-5Al-10Cr合金在400～500 ℃范围内进行时效处理，当时效温度较低(400 ℃)时，α相容易形核，但扩散困难，不容易长大，这样就会形成细小弥散的α相。时效温度升高至500 ℃时，α相呈增多趋势，这是因为在较低的温度(400 ℃)下虽然α相形核容易，但是很多核心由于原子扩散困难，只有一部分能够长大形成析出相[10]。随时效温度进一步升高(>500 ℃)，α相则由于过冷度过小而形核困难，长大容易，这样得到的析出α相体积分数有一定下降，尺寸较大。但近β钛合金由于Tβ低(760～800 ℃)[11]，两相区的温度范围也随之较低，如果时效温度过高，就存在随时效温度升高，部分α相发生溶解的现象。因此，Ti-5Al-10Cr合金表现出析出α相的体积分数随时效温度的升高先增加后减少的现象。对比图6可以看出，Ti-5Al-10Cr合金的最佳时效温度为500 ℃，在这个温度下形核和核心长大达到最佳匹配，从而得数量较多且弥散析出的α相。

2.4 时效析出行为对拉伸性能的影响

根据Ti-5Al-10Cr合金的时效硬化表现，即在时效4 h时基本达到最大值，所以选取时效时间为4 h。而考虑到400 ℃时效处理时合金的硬度值较高，塑性会比较差，因此在拉伸性能测试制度的选择上暂不考虑400 ℃低温时效。表2列出了900 ℃固溶的Ti-5Al-10Cr合金经600、700 ℃时效4 h后的拉伸性能。从表2可以看出，700 ℃时效较600 ℃时效后强度平均高出了约100 MPa，说明该钛合金时效后显微组织中次生α相的体积分数和形态决定了合金的强度水平。然而600 ℃时效合金的强度与700 ℃相比虽有些降低，但依然发生脆性断裂，未能测出延伸率，说明合金塑性较差。时效温度越低，塑性会越差，因此没有对该合金进行500 ℃时效后的室温拉伸测试。

表2 Ti-5Al-10Cr合金经不同温度时效处理后的拉伸性能

Table 2 Tensile properties of Ti-5Al-10Cr alloy after different aging treatments

图7为固溶后的Ti-5Al-10Cr合金经不同温度时效处理后的拉伸断口形貌。从图中可以看出，Ti-5Al-10Cr合金无论是600 ℃时效还是700 ℃时效，断口平齐而光亮，断口形貌均呈现结晶状，为脆性断裂。而且断口的微观形貌中有清晰可见的沿晶裂纹，这与合金的低塑性相对应。

图7 Ti-5Al-10Cr合金经不同温度时效后的拉伸断口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of Ti-5Al-10Cr alloy after aging at different temperatures

3 结 论

(1)随着时效温度的升高，Ti-5Al-10Cr合金析出的α相体积分数先增多后减少，合金的抗拉强度与α相体积分数有着同样的变化趋势。

(2)随着时效温度的升高，在600 ℃时会析出TiCr2相，该析出相对合金硬度有一定贡献，时效温度继续升高，该析出相长大，对硬度贡献下降。

[1] Xue Z,Huang Y,Li M.Particle size effect in metallic materials: a study by the theory of mechanism-based strain gradient plasticity[J].Acta Materialia,2002,50(1): 149-160.

[2] Nie J F.Effect of precipitate shape and orientation on dispersion strengthening in magnesium alloys[J].Scripta Materialia,2003,48(8): 1009-1015.

[3] Ivasishin O M,Markovsky P E,Semiatin S L,et al.Aging response of coarse-and fine-grainedβtitanium alloys[J].Materials Science and Engineering A，2005,405: 296-305.

[4] Wang B,Liu Z Q,Gao Y,et al.Microstructural evolution during aging of Ti-10V-2Fe-3Al titanium alloy[J].International Journal of Minerals, Metallurgy, and Materials,2007,14(4): 335-340.

[5] 侯世耀,王平,雷家峰，等.固溶时效处理对Ti-15-3 合金显微组织及力学性能的影响[J].金属热处理,2007,32(4): 23-26.

[6] Massalski T B.Binary Alloy Phase Diagrams[M].Ohio：ASM Metals Park，1986:89-92.

[7] 黄旭,雷力明,孙福生，等.Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金微观组织和相组成研究[J].稀有金属材料与工程，2004,33(2):218-221.

[8] 辛社伟，赵永庆.关于钛合金热处理和析出相的讨论[J].金属热处理，2006,31(9):39-42.

[9] 常辉，周廉，张廷杰.钛合金固态相变的研究进展[J].稀有金属材料与工程，2007,36(9): 1505-1510.

[10] Malinov S,Sha W,Guo Z,et al.Synchrotron X-ray diffraction study of the phasetransformations in titanium alloys [J].Materials Characterization,2002 (48): 279-295.

[11] 莱茵斯 C，皮特尔斯 M.钛与钛合金[M].陈振华，等译.北京：化学工业出版社，2005：17-18.

Response of Aging-treatment on Ti-5Al-10Cr Titanium Alloy Bar

Li Qian1,Ge Peng2,Zhou Wei1,Zhao Yongqing1

(1.Northwest Institute for Nonferrous Metal Research,Xi’an 710016,China)( 2.Western Titanium Technologies Co.,Ltd.,Xi’an 710201,China)

The beta Ti-5Al-10Cr alloy after solution treatment was aged at different temperature and time. The microstructure of the titanium alloy after aging treament was observed and the phase composition was analysed. The hardness and tensile properties of the alloy were also tested. The results show that the volume fraction ofα-phase increases to the maximum value at first, and then decreases with increasing of aging temperature. The more amount ofα-phase, the higher tensile strength of the alloy. TiCr2phase will be found after over-time aging at low temperature or at high temperature aging. TiCr2phase could certainly improve the hardness of the alloy. However, TiCr2phase will grow with increasing of aging temperature, which leads to the low hardness of the alloy.

Ti-5Al-10Cr alloy; aging response;precipitated phase

TG146.2+3

A

1009-9964(2016)06-0016-05

2016-09-28

国家自然科学基金资助项目(51471136)；国家国际科技合作专项资助项目(2015DFA51430)

李倩(1981—)，女，高级工程师。