双相钛合金的组织和性能

forging

材料特别是金属材料的性能是由其微观形态所决定，不同的组织形态产生不同的力学性能。钛合金组织形态，如微观形貌、晶粒尺寸、晶体结构等，与合金成分、变形工艺、热处理规范密切相关。其微观组织的多样性，使得钛合金力学性能有很大的调整空间。

钛通常存在密排六方结构和体心立方结构两种同素异构体。具有密排六方结构的α钛合金具有热稳定性高、焊接性好、抗氧化等优点，但对氢敏感，不能热处理强化，工艺塑性差。为了提高强度、热强性和工艺塑性，开发出α+β双相钛合金。该合金能够通过固溶和时效，进行热处理强化，提高合金的强度和热强性。

以TC4钛合金为代表的α+β双相钛合金的组织复杂多样，包括双态组织、魏氏组织、等轴组织、网篮组织等，具有不同的力学性能特征。
（1）双态组织
在两相区上部温区变形，或在两相区变形后重新加热至两相区上部温区后空冷，均可得到双态组织。其特征是在β转变组织中分布有孤立的初生α颗粒，体积分数一般低于50%。双态组织是指α相同时有两种形态，即等轴状初生α相和β转变组织中的片状次生α相。

双态组织钛合金具有较高的疲劳强度和塑性，与等轴组织相似，双相钛合金多数情况下均为此两种组织。两种组织的性能差异主要是因为初生α相数量的差别所致。双态组织和等轴组织的断裂韧性及高温性能劣于魏氏组织和网篮组织。初生α相数量对双态组织性能有一定影响，随初生相数量增加，断面收缩率和疲劳极限增大，强度变化不明显，而蠕变抗力及持久强度下降。当初生相数量达到一定比例后，断面收缩率增变化不明显。


（2）魏氏组织
双相钛合金变形开始和终止温度均在β相区且变形量不大，或将双相钛合金加热到β单相区后较慢冷却，得到魏氏组织。该组织具有粗大的原始β晶粒，在原始β晶界上分布着晶界α相，晶粒内部存在交替分布的片状α相和β相。若在β单相区较高温度加热后冷速较慢，形成的晶界α相较宽，呈平直片状。若从β单相区较快冷却，则形成的晶界α相较窄，甚至消失，且α片不再平行，而相互交错呈编织状，α片之间的β相数量增多。当冷却速度进一步加快，α片可能被马氏体针取代。

魏氏组织塑性低，强化热处理后则进一步恶化。但其断裂韧性明显优于等轴组织，这是因为晶界α相的存在，降低了晶间断裂倾向，同时因α片取向不同，导致裂纹沿α相和β相界面扩展时，不断改变方向，增加裂纹扩展路径，从而抑制裂纹扩展。

另外，魏氏组织蠕变抗力及持久强度较高，这是由于其原始晶粒粗大所致。魏氏组织的持久强度与次生α相数量及分布状态密切相关，如果片状次生α相数量少及分布不够弥散时，魏氏组织的持久强度反而降低。


（3）等轴组织
双相钛合金在低于β相变点30℃～50℃的两相区变形，可获得等轴组织。其特征在于含量超过50%的等轴α初生晶粒组织中分布着一定数量的β转变组织。变形温度越低，初生α相数量越多，同时位错密度升高。随着变形温度降低、变形量增大，基体组织再结晶不充分，导致α晶粒及β转变组织沿变形方向拉长。变形组织重新进行两相区再结晶退火，上述组织可变为等轴组织。当变形温度足够低，β相足够稳定，冷却时不会发生相变，其形态近似为颗粒状。若加热温度高至两相区上部温度，冷却速度足够慢，则次生α相沿初生α相边界析出并相互连接，此时β相在α晶界分布，呈不规则形态。等轴组织和双态组织的性能特点相似，与魏氏组织相反，仅随初生α相数量变化而有一定差异。

（4）网篮组织双相钛合金在β转变温度附近变形，或在β单相区开始变形、终止变形温度在两相区且变形量50%～80%时，一般得到网篮组织。其特征是变形过程中原始β晶粒边界被破坏而不出现，或产生少量的颗粒状晶界α，原始β晶粒内的α片变短，且各片交错排列，呈编织网篮状。

与魏氏组织相比，网篮组织塑性较高，通常可满足使用要求，疲劳性能也较高，但断裂韧性较低。大型锻件容易获得网篮组织。对于高温长期受力部件，往往采用网篮组织，这是由于网篮组织在塑性、蠕变抗力、高温持久强度等方面相对比较均衡，综合性能较好。