鈦合金具有密度低、比強度高、無磁、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 合金是我國自主研發(fā)的一種近 α 型鈦合金，具有中強、高韌、耐腐蝕、抗氫脆、可焊、加工性能好等特點，綜合性能優(yōu)于國內(nèi)外同級別船用鈦合金，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價體系和指標體系的不斷完善，鈦合金材料強度、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)域的金屬機械性能發(fā)生相當大的變化，同時產(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)熱處理對其組織和性能演變的影響。另外，傳統(tǒng)時效工藝主要研究時效溫度、時效時間對 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]，用于提高材料強度，而對 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，有必要開展熱處理工藝對片層組織 Ti75 合金強度、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，并進行不同工藝的時效處理，研究時效溫度、時效時間對片層組織 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、實驗

實驗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 同步熱分析儀測得其 β 相變點為 947℃，化學(xué)成分如表 1 所示。鑄錠經(jīng) β 相變點以上開坯，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）對鍛件進行退火處理，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 相寬度更為細小，故采用 980℃/2h/WC 工藝（記為 HTQ）對退火態(tài) Ti75 合金鍛件進行淬火處理，以獲得片層組織。按照表 2 工藝對淬火態(tài) Ti75 合金鍛件進行不同溫度和不同時間的時效處理。

表 2 Ti75 合金時效處理工藝 

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。拉伸試樣標距段尺寸為 φ5mm×25mm，參照 GB/T228-2010《金屬材料拉伸試驗第 1 部分：室溫試驗方法》，在室溫下進行拉伸試驗。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方法》，在室溫下進行沖擊試驗。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)不同溫度與時間時效處理后的顯微組織與淬火態(tài)組織相比無明顯變化。為了進一步對不同工藝熱處理后的顯微組織進行分析，采用透射電子顯微鏡對淬火態(tài)和不同溫度時效 8h 后的 Ti75 合金試樣進行觀察，結(jié)果如圖 3 所示。淬火態(tài)組織主要由邊界平直且長寬比較大的大片層 α 相、長寬比較小的 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。時效溫度升至 550℃時，粗大片層 α 集束與細小片層 α 集束中相界面均發(fā)生斷裂現(xiàn)象，相鄰片層 α 相開始合并，如圖 3c 所示。650℃時效后，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針狀析出相，經(jīng)衍射斑點分析該析出相為 β 相，如圖 3e 所示。時效溫度進一步升高至 750℃時，片層 α 相的合并長大程度增加，部分區(qū)域多條片層 α 相相互連接，寬度最大處達到約 3μm，長寬比降低，如圖 3f 所示。片層 α 相中的 β 相經(jīng)過相互融合，尺寸更大、數(shù)量減少，長寬比較小的 α 集束合并長大后逐漸球化。

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 為不同工藝時效處理后 Ti75 合金的室溫拉伸性能。退火態(tài) Ti75 合金經(jīng)過淬火后，屈服強度增加了 145MPa，達到 842MPa。時效時間為 2h 時，在時效溫度為 500℃時屈服強度最高，達到 924MPa，之后隨著時效溫度升高而逐漸降低，當時效溫度為 750℃時，降低至 768MPa，但仍高于退火態(tài)。時效時間為 8h 時，屈服強度變化規(guī)律與 2h 基本相同，但時效強化程度有所降低?？估瓘姸茸兓?guī)律與屈服強度基本相同。退火態(tài) Ti75 合金的伸長率為 15.3%，淬火后下降至 4.6%，經(jīng) 500℃/8h/AC 時效后升至 8.6%，之后隨著時效溫度的升高緩慢增加，經(jīng) 750℃/8h/AC 時效后達到 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 為不同時效工藝處理后 Ti75 合金的沖擊韌性測試結(jié)果。由圖 5 可知，時效態(tài) Ti75 合金的沖擊韌性隨著時效溫度的升高先降低后升高。時效時間不同，沖擊韌性最低值對應(yīng)的時效溫度也不同。經(jīng)時效處理 2h 后，Ti75 合金沖擊韌性最低點對應(yīng)的時效溫度為 650℃；經(jīng) 8h 時效處理后，沖擊韌性最低點對應(yīng)的時效溫度為 600℃，2 條沖擊韌性曲線在 650℃相交。時效溫度低于 650℃時，時效 2h 后的沖擊韌性高于時效 8h；時效溫度高于 650℃時，時效 2h 后的沖擊韌性反而低于時效 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，對沖擊及拉伸試樣斷口進行觀察分析。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)及時效態(tài)斷口形貌具有準解理斷裂特征，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)與時效態(tài)斷口均為準解理斷裂，但解理平面微觀特征稍有差異。淬火態(tài)與 500℃時效試樣斷口上解理平面較為平坦，750℃時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 時效過程中的強化及軟化作用

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，位錯滑移困難，強度增加。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 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，時效過程中馬氏體 α' 相完全分解需要更高溫度或者更長時間。合金的時效過程可以分為 3 個階段：

時效初期，馬氏體 α' 相→α+β 相和細小 α 相合并長大兩個過程同時進行，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，形成彌散強化，進一步提高了強度；

時效中期，同樣發(fā)生 α' 相→α+β 相和細小 α 相合并長大兩個過程，但后者占主導(dǎo)地位，細小的 α 相合并長大，彌散強化效果減弱，強度逐漸降低，出現(xiàn)軟化現(xiàn)象；α 相聚集長大后尺寸依然較小，對沖擊韌性無影響，故沖擊韌性依然保持降低趨勢；

時效后期，較高的時效溫度提供了較大的驅(qū)動力，粗大片層 α 相開始合并長大，并隨著溫度升高長大程度增大。此時，彌散強化作用進一步減弱，合金強度降低；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 相合并長大后寬度大幅增加，阻礙裂紋直接穿過 α 相，改變裂紋擴展方向 [13]，增大了裂紋擴展路徑，進而提高了擴展功，沖擊韌性增大；片層 α 相粗化后內(nèi)部位錯易于開動滑移，軟化作用增強，提高了塑性變形能力，故斷口解理平面上出現(xiàn)淺韌窩。

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

Ti75 合金在 650℃前后沖擊韌性隨時效時間的變化規(guī)律不同。當時效溫度低于 650℃時，無法提供足夠的驅(qū)動力，導(dǎo)致粗大片層 α 相合并長大不明顯；在相同的時效溫度下，增加時效時間有利于馬氏體 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，位錯滑移運動阻礙增大，易造成位錯塞積形成裂紋，沖擊韌性降低。當時效溫度超過 650℃時，驅(qū)動力較大，有利于粗大片層 α 相合并長大，故沖擊韌性提高。因此，具有片層組織的 Ti75 合金沖擊韌性與時效溫度、時效時間密切相關(guān)，在進行時效工藝制定時，應(yīng)同時關(guān)注時效時間和時效溫度。在考慮熱處理能耗的情況下，可采用 750℃/2h/AC 時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，其強度隨時效溫度的升高而逐漸降低，沖擊韌性隨著時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 時效工藝改善片層組織 Ti75 合金的沖擊韌性。      (2) 時效溫度較低時，馬氏體 α' 相分解為穩(wěn)定的 α 相和 β 相，以彌散強化作用為主；隨著時效溫度的升高以及時效時間的延長，片層組織發(fā)生合并長大現(xiàn)象，達到一定程度時，軟化作用占據(jù)主要地位。    (3) 在時效過程中，Ti75 合金彌散分布的 α 相粗化長大引起強度降低，粗大片層 α 相合并長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)準解理平面特征，隨著時效過程中軟化作用增強，解理平面上出現(xiàn)淺韌窩，塑性增加。

參考文獻 References

[1] 常輝，廖志謙，王向東。海洋工程鈦金屬材料 [M]. 北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2017.

[2] 吳建新。鈦合金材料在船舶材料上的應(yīng)用 [J]. 船舶物資與市場，2020 (8):5-6.

[3] 海敏娜，黃帆，王永梅。淺析鈦及鈦合金在海洋裝備上的應(yīng)用 [J]. 金屬世界，2021 (5):16-21.

[4] 趙永慶，常輝，李佐臣，等。西北有色院創(chuàng)新研制的船用鈦合金 [J]. 鈦工業(yè)進展，2003, 20 (6):12-16.

[5] 田軍萍. Ti75 合金加工技術(shù)研究 [J]. 鈦工業(yè)進展，2008, 25 (2):42-44.

[6] 李永華，張文旭，陳小龍，等。海洋工程用鈦合金研究與應(yīng)用現(xiàn)狀 [J]. 鈦工業(yè)進展，2022, 39 (1):43-48.

[7] 陳軍，王廷詢，周偉，等。國內(nèi)外船用鈦合金及其應(yīng)用 [J]. 鈦工業(yè)進展，2015, 32 (6):8-12.

[8] 顧曉輝，劉君，石繼紅。淬火、時效溫度對 TC4 鈦合金組織和力學(xué)性能的影響 [J]. 金屬熱處理，2011, 36 (2):29-33.

[9] Jia W J, Zeng W D, Yu H Q. Effect of aging on the tensile properties and microstructures of a near-alpha titanium alloy [J]. Materials & Design, 2014, 58:108-115.

[10] 尹艷超，于冰冰. 650℃時效對 TA31 鈦合金組織與性能的影響 [J]. 材料開發(fā)與應(yīng)用，2020, 35 (3):32-37+61.

[11] 張翥，王群驕，莫畏。鈦的金屬學(xué)與熱處理 [M]. 北京：冶金出版社，2014.

[12] Niinomi M, Kobayashi T. Fracture characteristics analysis related to the microstructures in titanium alloys [J]. Materials Science and Engineering A, 1996, 213 (1/2):16-24.

[13] 李士凱，惠松驍，葉文君，等。冷卻速度對 TA5ELI 合金組織與性能的影響 [J]. 稀有金屬材料與工程，2007, 36 (5):786-789.

（注，原文標題：時效工藝對Ti75合金顯微組織及力學(xué)性能的影響）