PDF《冷却速度对 VST55531 钛合金的显微组织和力学性能的影响》

1 实验 实验材料经

2 次真空自耗电弧炉熔炼制成

50 kg 铸锭.铸锭经β锻造开坯,在(α+β)两相区锻造成 d36 mm*67 mm 棒材.合金实际化学成分见表 1,接近合 金的名义成分. 金相法测得本合金的β转变温度为

850 ℃. 表1实验材料的成分 Table

1 Chemical composition of alloy (mass fraction, %) Al Mo V Cr Zr 5.4 4.9 5.4 3.16 1.30 Fe C H O N 0.12 0.013 0.000

9 0.07 0.018 合金分别在

910 ℃和820 ℃固溶处理, 冷却方式 分别为炉冷、空冷和水冷,时效温度为

580 ℃,时效 时间为

4 h. 合金热处理后按标准制备金相试样, 在金 相显微镜上进行观察和照相.力学性能试样均采用直 径为

5 mm、标距为

25 mm 的标准试样.拉伸实验在 ZNSTRON200 LZC 型材料拉伸试验机上进行. 对经过 不同方案热处理试样的显微组织和断口形貌,分别在 Axiovert

200 MAT 型Zeiss 光学显微镜和 JSM?840 扫 描电镜进行观察.

2 结果与讨论 2.1 冷却速度对合金组织的影响 图1所示为 VST55531 合金经(α+β)相区

820 ℃加 热后不同冷却速度冷却后的显微组织的变化规律.从图1可以看出:合金在(α+β)相区固溶时,合金中的初 生α相以球状形貌长大;

水冷时,由于冷却速度很快, 合金中的β相发生淬火转变生成淬火α′,α′由于处于高 能态不稳定状态,而在随后的时效中,以针状形态出 现;

空冷时,合金组织主要为球状初生α相和β相;

合 金在炉冷时,其组织为初生α相和转变β相,呈 网篮 状 形貌.由于炉冷的冷却速度较小,合金中的初生α 相可以拥有较高的能量而长大, 因此, 相邻的α相不断 长大、靠拢,形成互相交错的条状α相组织,合金中的 残余β相则存在于条状α相之间. 图1VST55531 合金在

820 ℃固溶后不同冷却条件下的显 微组织 Fig.1 Microstructures of VST55531 alloys after solution treated at

820 ℃ with different cooling rates and aged at

580 ℃ for

4 h: (a)

820 ℃,

1 h, WQ;

(b)

820 ℃,

1 h, AC;

(c)

820 ℃,

1 h, FC 图2所示为 VST55531 钛合金经β相区

900 ℃加热 后不同冷却速度冷却后的显微组织的变化规律.从图

2 可以看出: 合金在

900 ℃固溶时生成了粗大的β晶粒 (100?200 ?m),在β晶界上分布清晰的晶界α相.水冷 时由于冷却速度快, 合金部分β相发生相变切变, 首先 在β晶界上形成过饱和固溶体α′. 在随后的

580 ℃时效 第20 卷专辑

1 付艳艳,等:冷却速度对 VST55531 钛合金的显微组织和力学性能的影响 s687 时,β晶粒内部析出大量均匀的次生α相.空冷时,由 于冷却速度较快, 可以使得合金在固溶时生成的部分β 晶粒保留到室温. 合金在该温度炉冷时, β晶粒的晶界 和晶粒内分别析出初生α相.由于炉冷的冷却速度较 小,β晶界上的晶界α相较宽,而初生α相沿着一定的 惯习面析出,呈现较为细长且互相平行的针状形貌, 其α束域较粗大. 图2VST55531 合金在

900 ℃固溶后不同冷却条件下的显 微组织 Fig.2 Microstructures of VST55531 alloys after solution treated at

900 ℃ with different cooling rates and aged at

580 ℃ for

4 h: (a)

900 ℃,

1 h, WQ;

(b)

900 ℃,

1 h, AC;

(c)

900 ℃,

1 h, FC 2.2 冷却速度对合金性能的影响 不同冷却速度对合金力学性能影响结果见表

2 所列.从表

2 可以看出:随着冷却速度的降低,合金的 强度呈逐渐降低趋势,塑性则相反.合金经炉冷后, 强度仅在