劉瑩瑩，黃志濤

(中國(guó)航空制造技術(shù)研究院, 北京 100024)

鈦合金的性能主要取決于合金成分和微觀組織，當(dāng)合金成分一定時(shí)，微觀組織是決定性能的主要因素。其中,α相的含量和形態(tài)對(duì)性能的影響較大[1,2]。不同形態(tài)的α相對(duì)鈦合金的性能影響不同，等軸α相鈦合金具有較高的塑性和抗疲勞性能[3]；片狀和針狀α相鈦合金具有較高的強(qiáng)度和斷裂韌性[4,5]。通過固溶+時(shí)效處理可控制鈦合金組織中α相的含量和形態(tài)，固溶階段可形成β′、α″和α′亞穩(wěn)中間相，時(shí)效階段亞穩(wěn)相分解形成彌散的α相，該彌散α相和殘留的細(xì)小β相使合金強(qiáng)化。鈦合金的強(qiáng)化效果取決于亞穩(wěn)相的類型、數(shù)量和時(shí)效處理后所形成α相的彌散程度[6]。

TC4作為一種成熟的鈦合金材料，相關(guān)研究甚多，但關(guān)于熱處理工藝的研究大多以熔鑄法獲得的TC4鈦合金為主。劉婉穎等人[7]研究了熱處理對(duì)TC4鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，經(jīng)過960 ℃固溶和500 ℃時(shí)效處理后，合金為片層狀β相和殘余α相團(tuán)束均勻分布的網(wǎng)籃狀組織，綜合性能良好。鮑學(xué)淳等人[8]對(duì)TC4鈦合金熱處理工藝進(jìn)行了優(yōu)化，經(jīng)920 ℃/1 h/AC+530 ℃/4 h/AC熱處理后獲得雙態(tài)組織，抗拉強(qiáng)度達(dá)到986 MPa；經(jīng)700 ℃/2 h/AC熱處理后獲得等軸組織，抗拉強(qiáng)度達(dá)到987 MPa。李進(jìn)元等人[9]對(duì)大規(guī)格TC4鈦合金棒材進(jìn)行了熱處理工藝研究，經(jīng)960 ℃/1 h/WQ+730 ℃/2 h/AC處理后，可實(shí)現(xiàn)合金強(qiáng)度、塑性、韌性的較好匹配，獲得優(yōu)良的綜合性能。目前，關(guān)于冷壓燒結(jié)工藝制備的粉末成形TC4鈦合金在熱處理過程中其組織演變規(guī)律以及工藝參數(shù)對(duì)演變機(jī)制影響的研究較為缺乏。本研究對(duì)粉末成形TC4鈦合金進(jìn)行了不同的固溶時(shí)效處理，分析熱處理過程中各階段的相變行為，研究熱處理過程中的組織演變規(guī)律，從而充分挖掘粉末成形TC4鈦合金的使用性能，拓展其應(yīng)用范圍。

1 實(shí) 驗(yàn)

以TC4鈦合金粉末為原料，采用冷壓制坯結(jié)合真空燒結(jié)工藝制備粉末成形TC4鈦合金。冷壓成形壓力為600 MPa，保壓時(shí)間為90 s。真空燒結(jié)工藝為1350 ℃/2 h/FC，升溫速率為10 ℃/min，燒結(jié)過程中爐內(nèi)真空度為2×10-3Pa。采用連續(xù)升溫金相法測(cè)得粉末成形TC4鈦合金的相轉(zhuǎn)變溫度(Tβ)約為1010 ℃。

采用標(biāo)準(zhǔn)馬弗爐對(duì)粉末成形TC4鈦合金進(jìn)行熱處理，重點(diǎn)探究固溶、時(shí)效熱處理工藝對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響。表1為粉末成形TC4鈦合金的熱處理制度。

表1 粉末成形TC4鈦合金的熱處理制度Table 1 Heat treatment processes of powder formed TC4 titanium alloy

采用Instron 5982電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)粉末成形TC4鈦合金進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，檢測(cè)依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行。采用裝配菱形壓頭的維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，為防止試樣表面氧化物和污染層影響試驗(yàn)結(jié)果，測(cè)試前利用金相砂紙打磨。測(cè)試時(shí)加載載荷為1.96 N，加載時(shí)間為10 s。采用德國(guó)BRUKER公司D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行結(jié)構(gòu)分析，測(cè)試條件為：Cu靶輻射源，石墨單色器，工作電流40 mA，工作電壓40 kV，衍射范圍20°～90°，掃描步長(zhǎng)0.01°。采用日本OLYMPUSBX41M金相顯微鏡(OM)和美國(guó)FEI的Quanta FEG 250場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)觀察試樣的微觀組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 燒結(jié)態(tài)TC4鈦合金顯微組織

圖1為燒結(jié)態(tài)TC4鈦合金的顯微組織。從圖1可以看出，組織中存在短棒狀、等軸狀、片層狀α相以及β相。β晶粒尺寸較小，原始β晶界并不明顯，α片層取向隨機(jī)性較大。值得注意的是組織中有多個(gè)β晶粒交界處出現(xiàn)等軸α相，這些等軸α相有利于提高合金的塑性。此外，燒結(jié)態(tài)組織中晶界和晶內(nèi)均分布有一定數(shù)量的孔洞，這些孔洞的存在將影響粉末成形TC4鈦合金的綜合性能。

圖1 燒結(jié)態(tài)TC4鈦合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of sintered TC4 titanium alloy

2.2 熱處理對(duì)顯微組織的影響

2.2.1 固溶溫度對(duì)顯微組織的影響

圖2為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的顯微組織。由圖2a～2c可以看出，經(jīng)兩相區(qū)固溶處理后，粉末成形TC4鈦合金顯微組織由初生α相、細(xì)針狀α′馬氏體相以及殘余β相組成。隨著固溶溫度的升高，組織中初生α相含量不斷減少，其形態(tài)由長(zhǎng)條狀、棒狀逐漸向鏈狀轉(zhuǎn)變，分布由晶界、晶內(nèi)逐漸向晶界轉(zhuǎn)變(圖2b、2c)。采用圖像分析軟件Image-Pro Plus對(duì)經(jīng)不同溫度固溶處理后組織中初生α相的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果見圖3。從圖3可以看出，固溶溫度由920 ℃上升至950 ℃時(shí)，初生α相的體積分?jǐn)?shù)由41.3%降低至34.8%，固溶溫度上升至980 ℃時(shí)，初生α相的體積分?jǐn)?shù)降低至21.2%。

圖2 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated at different temperatures： (a) 920 ℃/1 h/WQ； (b) 950 ℃/1 h/WQ; (c) 980 ℃/1 h/WQ; (d) 1020 ℃/1 h/WQ; (e) 1040 ℃/1 h/WQ

圖3 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶處理后初生α相體積分?jǐn)?shù)Fig.3 Volume fraction of primary α phase of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated at different temperatures

此外，經(jīng)不同溫度固溶處理后，基體組織中均有細(xì)針狀馬氏體相析出，且隨著固溶溫度的升高，馬氏體相含量不斷增加，長(zhǎng)徑比增大。由圖2d、2e可以看出，在β單相區(qū)固溶處理后，顯微組織中明顯可見原始β晶粒，內(nèi)部分布有夾角成60°或90°交錯(cuò)排列的單一細(xì)針狀馬氏體相。固溶溫度較低時(shí)，組織中形成的單一針狀馬氏體相數(shù)量較少，隨著固溶溫度的升高，馬氏體相析出過冷度增加，組織中針狀馬氏體相析出動(dòng)力較大，α′相數(shù)量較多，且長(zhǎng)徑比增加；晶內(nèi)針狀馬氏體相交錯(cuò)排布的夾角由60°增加至90°，呈集束狀析出，原始粗大β晶界不明顯。此外，固溶處理不會(huì)對(duì)粉末燒結(jié)過程中形成的孔洞產(chǎn)生影響，不同固溶溫度下粉末成形TC4鈦合金顯微組織中的燒結(jié)孔洞依然存在。

圖4為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的XRD圖譜。從圖4中僅可觀察到α-Ti對(duì)應(yīng)的衍射峰，并未觀察到β-Ti衍射峰，說明β相在水冷過程中幾乎全轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎唷?/p>

圖4 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated at different temperatures

2.2.2 固溶冷卻方式對(duì)顯微組織的影響

圖5為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃保溫1 h后分別進(jìn)行水冷、空冷和爐冷后的金相照片。從圖5可以看出，水冷后組織由沿晶界分布的鏈狀初生α相和針狀馬氏體相組成，空冷后組織由沿晶界分布的鏈狀初生α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，爐冷后組織由初生球狀α相、次生球狀α相以及殘余β相組成。對(duì)比空冷和水冷后組織可以發(fā)現(xiàn)，2種不同冷卻方式下初生α相含量接近，空冷后組織中初生α相和次生α相均發(fā)生一定粗化。這可能與冷卻速率差異導(dǎo)致的α相擴(kuò)散快慢有關(guān)[10]。此外，爐冷冷卻時(shí)間較長(zhǎng)，α相發(fā)生了粗化。

圖5 不同冷卻方式下固溶處理后粉末成形TC4鈦合金的顯微組織Fig.5 Microstructures of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by different cooling methods：(a) 950 ℃/1 h/WQ; (b) 950 ℃/1 h/AC; (c) 950 ℃/1 h/FC

圖6為粉末成形TC4鈦合金以不同冷卻方式在950 ℃固溶處理后的XRD圖譜。由于水冷的冷卻速率較快，高溫β相來不及發(fā)生平衡轉(zhuǎn)變，原子發(fā)生近程遷移，形成α′馬氏體相，組織由α和α′相組成。空冷相比水冷冷卻速率減慢，組織中β相轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶鈶B(tài)α+β相。爐冷冷卻速率最慢，組織中α相含量最高。

圖6 不同冷卻方式下固溶處理后粉末成形TC4鈦合金的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by different cooling methods

2.2.3 時(shí)效溫度對(duì)顯微組織的影響

圖7為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃/1 h/WC固溶處理及不同溫度時(shí)效4 h后的顯微組織。低溫時(shí)效時(shí)，次生相析出動(dòng)力不足，馬氏體相分解產(chǎn)生的次生α相較少(圖7a、7b)。時(shí)效溫度升高至550 ℃時(shí)，組織中次生α相析出數(shù)量增多，片層尺寸明顯增加(圖7c)。600 ℃下時(shí)效組織中出現(xiàn)較為密集的次生α相，且其片層厚度較550 ℃時(shí)效有所下降，長(zhǎng)徑比增加(圖7d)。這可能與晶界處存在的初生α相有關(guān)[11]。

圖7 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃/1 h/WQ固溶及不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織Fig.7 Microstructures of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by 950 ℃/1 h/WQ and aging at different temperatures：(a) 450 ℃/4 h/AC; (b) 500 ℃/4 h/AC; (c) 550 ℃/4 h/AC; (d) 600 ℃/4 h/AC

2.3 熱處理對(duì)力學(xué)性能的影響

2.3.1 固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖8為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶+500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的顯微硬度。從圖8可以看出，兩相區(qū)固溶處理時(shí)，隨著固溶溫度的升高，粉末成形TC4鈦合金的顯微硬度不斷增加。這主要是由于固溶溫度升高使得初生α相不斷溶解，數(shù)量減少，β轉(zhuǎn)變組織增加，時(shí)效過程中析出的次生α相增加，從而導(dǎo)致合金硬度增加[12]。單相區(qū)固溶處理時(shí)，由于粉末成形TC4鈦合金組織中初生α相已全部溶解，析出相呈片層狀，時(shí)效處理后組織形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏辖M織，硬度高于兩相區(qū)固溶組織。

圖8 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的顯微硬度Fig.8 Microhardness of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated at different temperatures and aging by 500 ℃/4 h/AC

表2給出粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的室溫拉伸性能。從表2可以看出，隨著固溶溫度的升高，粉末成形TC4鈦合金強(qiáng)度增加，塑性下降。單相區(qū)固溶處理(1040 ℃)后，合金強(qiáng)度與兩相區(qū)固溶處理(950 ℃)時(shí)接近，然而塑性出現(xiàn)一定程度的下降。經(jīng)950 ℃固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后，粉末成形TC4鈦合金綜合性能匹配最佳，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為1231、1126 MPa，相比燒結(jié)態(tài)提升了30%和35%，延伸率為10.75%，相比燒結(jié)態(tài)下降了36%。故粉末成形TC4鈦合金的最佳固溶溫度為950 ℃。

表2 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的室溫拉伸性能Table 2 Room temperature tensile properties of powder formed TC4 titanium alloys after solution treated at different temperatures and aging by 500 ℃/4 h/AC

2.3.2 固溶冷卻方式對(duì)合金性能的影響

圖9為粉末成形TC4鈦合金在950 ℃固溶后以不同方式冷卻及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的顯微硬度。從圖9可以看出，水冷后粉末成形TC4鈦合金的硬度明顯高于空冷和爐冷。結(jié)合顯微組織分析，由于固溶溫度和保溫時(shí)間相同，所以3種不同冷卻方式下初生α相體積分?jǐn)?shù)接近，顯微硬度的變化主要?dú)w因于組織中析出的次生相。隨著固溶冷卻速度的降低，粉末成形TC4鈦合金中析出的次生片層尺寸逐漸增加，當(dāng)以爐冷方式冷卻時(shí)，析出α相的形貌接近等軸狀(圖5c)，硬度明顯偏低。

圖9 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同冷卻方式固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的顯微硬度Fig.9 Microhardness of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by different cooling methods and aging by 500 ℃/4 h/AC

表3為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同冷卻方式固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的室溫拉伸性能。在950 ℃固溶，經(jīng)水冷及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后，粉末成形TC4鈦合金獲得了優(yōu)異的強(qiáng)韌性匹配。相比于空冷，水冷后粉末成形TC4鈦合金的抗拉強(qiáng)度提高18%，屈服強(qiáng)度提高22%，延伸率略微下降。由此并結(jié)合圖5可知，顯微組織的細(xì)化對(duì)合金力學(xué)性能尤其是強(qiáng)度有明顯的提升作用。

表3 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同冷卻方式固溶及500 ℃/4 h/AC時(shí)效處理后的室溫拉伸性能Table 3 Room temperature tensile properties of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by different cooling methods and aging by 500 ℃/4 h/AC

2.3.3 時(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖10為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃/1 h/WQ固溶及不同溫度時(shí)效4 h后的顯微硬度。從圖10可以看出，時(shí)效溫度在450～550 ℃范圍內(nèi)，粉末成形TC4鈦合金整體硬度差別并不明顯，當(dāng)時(shí)效溫度升高到600 ℃時(shí)，硬度略微下降。

圖10 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃/1 h/WQ固溶及不同溫度時(shí)效處理后的顯微硬度Fig.10 Microhardness of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by 950 ℃/1 h/WQ and aging at different temperatures

時(shí)效過程中，α′馬氏體相發(fā)生分解轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶鈶B(tài)的α與β相。低溫時(shí)效時(shí)，馬氏體相充分發(fā)生分解，形成的相界面較多，位錯(cuò)滑移難度大，合金具有較高的硬度[13,14]。高溫時(shí)效時(shí)，馬氏體相析出的β相發(fā)生了合并長(zhǎng)大，α片層間距增大，合金硬度較低[15]。

表4為粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃/1 h/WQ固溶及不同溫度時(shí)效4 h后的室溫拉伸性能。與燒結(jié)態(tài)相比，粉末成形TC4鈦合金經(jīng)固溶+時(shí)效處理后，強(qiáng)度明顯提升，塑性略微降低。這是由于通過固溶水冷可獲得α+α′組織，時(shí)效過程中馬氏體相分解形成次生彌散相，使合金強(qiáng)化。時(shí)效溫度由500 ℃升高到600 ℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均發(fā)生一定程度下降(分別下降20%和21%)，延伸率略微增大。這是由于高的時(shí)效溫度容易引起析出相的粗化，從而使合金的力學(xué)性能惡化。

表4 粉末成形TC4鈦合金經(jīng)不同溫度時(shí)效處理后的室溫拉伸性能Table 4 Room temperature tensile properties of powder formed TC4 titanium alloy after solution treated by 950 ℃/ 1 h/WQ and aging at different temperatures

3 結(jié) 論

(1) 粉末成形TC4鈦合金在α+β兩相區(qū)固溶，空冷和爐冷后得到α+β組織，水冷后得到α+α′組織；固溶溫度決定了初生α相的體積分?jǐn)?shù)。β單相區(qū)固溶過程中，初生α相全部溶解，轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃狀；隨固溶溫度的升高，組織中片層發(fā)生粗化，出現(xiàn)明顯晶界α相。

(2) 在時(shí)效過程中，α′馬氏體相發(fā)生分解，β相在α′馬氏體相內(nèi)部以及相界面處形核析出，起到彌散強(qiáng)化的作用；時(shí)效溫度在450～550 ℃范圍內(nèi)，顯微硬度差別不明顯，時(shí)效溫度升高至600 ℃時(shí)，β相合并長(zhǎng)大，顯微硬度略有降低。

(3) 兩相區(qū)固溶處理時(shí)，隨固溶溫度的升高，粉末成形TC4鈦合金強(qiáng)度先增加后減小，延伸率逐漸下降；單相區(qū)固溶處理時(shí)，合金強(qiáng)度與兩相區(qū)950 ℃固溶處理時(shí)接近，但延伸率下降較為明顯。粉末成形TC4鈦合金經(jīng)950 ℃/1 h/WQ+500 ℃/4 h/AC熱處理后，綜合性能匹配良好，抗拉強(qiáng)度為1231 MPa，屈服強(qiáng)度為1126 MPa，延伸率為10.75%。