孫 凱， 陳 研， 楊紹斌

(遼寧工程技術(shù)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 遼寧 阜新 123000)

TC21鈦合金是我國自主研發(fā)的新型高強高韌損傷容限型鈦合金，由于其具有優(yōu)異的強度、塑性和斷裂韌性，近十年來越來越受到人們的關(guān)注[1-2]。楊春林等[3]開展了雙重退火工藝對熱形變TC21鈦合金組織性能變化的研究，發(fā)現(xiàn)二次退火后α相等軸化程度加深，組織變得均勻，合金的強度稍稍降低但塑性有較大提升。魯媛媛等[4]研究了時效處理對TC4鈦合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，隨著時效溫度的升高，TC4鈦合金的強度先升后降，在550 ℃時效處理可得良好的綜合力學(xué)性能。張珍宣等[5]研究了固溶溫度和冷卻速率對TC21鈦合金組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)TC21鈦合金的顯微硬度值隨著固溶溫度和冷卻速率的升高而增加。曾玉金等[6]研究循環(huán)熱處理對TC21鈦合金組織和性能的影響，隨著循環(huán)熱處理次數(shù)增加,合金的顯微硬度值逐漸增加。激光選區(qū)熔化技術(shù)(SLM)是一種可以制造復(fù)雜形狀金屬部件的高新技術(shù)，突破了傳統(tǒng)機械加工方式的局限，采用逐層堆積的成形方式，可不受構(gòu)件尺寸的限制，制備出形狀各異的零部件[7]。本研究采用SLM方法制備TC21鈦合金，通過對時效處理后的試樣進(jìn)行顯微組織和硬度分析，探究不同時效溫度對顯微組織和硬度的影響規(guī)律，為SLM成形TC21鈦合金的后續(xù)工作提供理論指導(dǎo)。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗選用氣霧化法制備的TC21鈦合金粉末，粉末平均粒徑尺寸為29.69 μm，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為6.46Al、2.17Zr、2.07Nb、1.57Cr、3.08Mo、2.15Sn，余量Ti。制樣采用SLM150激光熔化成形設(shè)備，最大激光輸出功率為200 W，光斑直徑為φ130 μm，成形尺寸為8 mm×8 mm×8 mm的正方形試樣。具體加工參數(shù)如表1所示。

表1 SLM加工參數(shù)

1.2 試驗方法

將試樣在900 ℃固溶30 min后，以50 ℃為溫度梯度，研究時效溫度為400、450、500、550和600 ℃時對SLM成形TC21鈦合金組織性能的影響，冷卻方式均采用空冷。

依次用320、400、600、800、1000目水磨砂紙粗磨至表面平整光滑，接下來再依次用0～5號金相砂紙細(xì)磨，隨著砂紙?zhí)枖?shù)增加，施加的力應(yīng)逐漸減輕。拋光后采用Kroll試劑(HF+NNO3+H2O，體積比1∶3∶7)腐蝕30～60 s后將試樣取出，并用蒸餾水盡可能的沖洗掉腐蝕劑，再用無水乙醇清洗表面。最后用吹風(fēng)機吹干試樣表面，采用Axiovert 40MAT倒置式光學(xué)顯微鏡對試樣顯微組織進(jìn)行觀察和拍照。采用JSM-7500F型冷場發(fā)射掃描電鏡，觀察不同溫度時效處理后試樣的顯微組織，觀察前將樣品進(jìn)行烘干。采用HV-50型維氏硬度計測量各個試樣的顯微硬度，加載載荷為5 kg，持續(xù)時間為10 s，每個試樣上取5個點，取其平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 固溶處理后TC21鈦合金顯微組織

圖1分別是SLM成形TC21鈦合金熔凝態(tài)試樣和α+β兩相區(qū)(900 ℃)固溶30 min后空冷的固溶態(tài)試樣的顯微組織。由圖1可以看出，熔凝態(tài)試樣只有少量第二相析出；固溶態(tài)試樣中析出大量的初生α相，由于固溶溫度900 ℃接近TC21鈦合金的相變點，因此在固溶處理中大部分α相轉(zhuǎn)變成β相，空冷后使固溶處理后的試樣從高溫快速冷卻下來，冷卻過程中β相 不能完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵纱紊料嗪蛠喎€(wěn)態(tài)β相，形成α+β兩相區(qū)的微觀組織形態(tài)。

圖1 SLM成形TC21鈦合金試樣的光學(xué)顯微照片(a)熔凝態(tài);(b)固溶態(tài)Fig.1 Optical micrographs of the TC21 titanium alloy formed by SLM(a) laser selective melted; (b) solid solution treated

2.2 時效溫度對顯微組織的影響

圖2為900 ℃固溶后不同時效溫度下TC21鈦合金的光學(xué)顯微照片。從圖2(a)可以看出，在時效溫度400 ℃下，固溶態(tài)組織析出次生α相。由于晶界附近原子排列較為混亂，使其具有較大的相變驅(qū)動力，導(dǎo)致在晶界附近沿多個方向析出均勻細(xì)小的次生α相。從圖2(b)可以看出，當(dāng)時效溫度達(dá)到450 ℃時，白色α相含量減少，黑色β相的含量增加，此時組織最為細(xì)小、彌散，次生α相呈類似長條狀分布。

圖2 不同時效溫度處理后SLM成形TC21鈦合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of the TC21 titanium alloy formed by SLM after aging at different temperatures(a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

隨著時效溫度的繼續(xù)升高，亞穩(wěn)態(tài)β相更加充分的分解和析出，β相轉(zhuǎn)變?yōu)楦鼮榧?xì)小且連續(xù)的次生α相，次生α相聚集長大，呈長條狀分布，如圖2(c)所示，說明時效溫度越高，越有利于亞穩(wěn)態(tài)β相轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊料嗪头€(wěn)定的β相。但時效溫度一旦超過界定值，原子運動更加充分，細(xì)小的次生α相會大量析出，相界面增加使得界面能增大，為α+β相的聚集長大和粗化提供能量。在圖2(d，e)中可以觀察到，其組織分布不均勻，晶粒明顯增大。時效溫度達(dá)到600 ℃時，有等軸的晶團(tuán)狀α相出現(xiàn)，這是過時效現(xiàn)象，對合金的力學(xué)性能可能會產(chǎn)生不利的影響。

利用掃描電鏡對不同時效溫度處理后TC21鈦合金顯微組織進(jìn)一步觀察，如圖3所示?？梢钥闯?，TC21鈦合金經(jīng)400 ℃時效處理后，組織中析出較多更為細(xì)小的次生α相。溫度升高至450 ℃，次生α相伸長，數(shù)量比400 ℃時的少；隨著時效溫度的繼續(xù)上升，次生α相越來越長，越來越寬，最終粗化成片層狀α相。綜上所述，當(dāng)時效溫度為450 ℃時TC21鈦合金的顯微組織最為彌散、均勻，因此為了獲得較為優(yōu)異的性能，時效強化處理TC21鈦合金應(yīng)把時效溫度設(shè)定在450 ℃。

圖3 不同時效溫度處理后SLM成形TC21鈦合金SEM圖Fig.3 SEM images of the TC21 titanium alloy formed by SLM after aging at different temperatures(a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

2.3 時效溫度對顯微硬度的影響

圖4為TC21鈦合金熔凝態(tài)試樣和不同溫度時效后試樣顯微硬度變化的柱狀圖。可以看出TC21鈦合金在熔凝態(tài)時硬度最低，僅為401 HV5。由于組織中物相類型與數(shù)量的差別導(dǎo)致硬度隨著時效溫度的升高而先增大。當(dāng)時效溫度為450 ℃時，試樣硬度值最大，為575 HV5，較熔凝態(tài)硬度提高43.3%，由于β析出相的體積分?jǐn)?shù)增加，使組織內(nèi)形成尺寸細(xì)小且長寬比較小的片層相間的α相與β相，使相界面增多，此時組織最為彌散、均勻。溫度繼續(xù)升高，次生α相的尺寸增加，形成尺寸較大的片狀α相，分布不均勻，時效強化的作用減弱，阻礙位錯運動的界面也減少，導(dǎo)致硬度下降，當(dāng)時效溫度為600 ℃時合金試樣的硬度僅為541 HV5。

圖4 時效溫度對SLM成形TC21鈦合金顯微硬度的影響Fig.4 Effect of aging temperature on microhardness of the TC21 titanium alloy formed by SLM

3 結(jié)論

1) TC21鈦合金最佳時效溫度為450 ℃，該時效溫度下試樣組織最為彌散、均勻，次生α相呈類似長條狀分布，組織內(nèi)均勻分布著片層相間的α相和β相。

2) 時效溫度較低時，隨著溫度的增加，次生α相析出，當(dāng)溫度繼續(xù)增加時，α+β相聚集長大，使組織逐漸細(xì)化。當(dāng)時效溫度為500～600 ℃時，次生α相轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^大的片狀α相，且隨著溫度的升高，強化效果下降。

3) 時效溫度為450 ℃的試樣內(nèi)部組織致密，表面硬度較高，約為575 HV5，較熔凝態(tài)試樣硬度提高了43.3%，抵抗塑性變形的能力較強。