雷文光，李建康，張婷偉，趙宏禮，曹宇巖，岳 旭，葉紅川

(新疆湘潤新材料科技有限公司，新疆 哈密 839100)

鈦及鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、無磁性以及優(yōu)良的耐蝕性能和生物相容性等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、海洋工程、石油化工、生物醫(yī)療等領(lǐng)域[1,2]。TC20(Ti-6Al-7Nb)鈦合金是瑞士Sulzer醫(yī)學(xué)技術(shù)公司研制的一種醫(yī)用鈦合金，其力學(xué)性能與Ti-6Al-4V合金相當(dāng)，且不含對人體有潛在危害的V元素[3-4]。該合金屬于中強(qiáng)鈦合金，兼具α型鈦合金和β型鈦合金的優(yōu)點(diǎn)，主要用于制造醫(yī)用器械和人體植入物材料[5-7]。研究人員針對TC20鈦合金的高溫變形行為、熱加工工藝等方面進(jìn)行了大量研究[8-14]，為其應(yīng)用奠定了一定基礎(chǔ)。然而，在實(shí)際工程應(yīng)用中發(fā)現(xiàn)，TC20鈦合金棒材經(jīng)固溶水淬+時效處理后易翹曲變形，直線度難以滿足≤1 mm/m的要求，采用固溶水淬+退火校直處理雖可以解決棒材的直線度問題，但強(qiáng)度無法滿足指標(biāo)要求。

故以熱軋態(tài)TC20鈦合金棒材作為研究對象，研究不同熱處理工藝對合金組織和性能的影響，并在固溶水淬和時效處理之間加入700 ℃的短時退火校直處理，以期獲得最佳的熱處理強(qiáng)化效果，從而解決工業(yè)化生產(chǎn)中棒材強(qiáng)度與直線度的匹配問題。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為經(jīng)3次真空自耗電弧熔煉制備的φ520 mm TC20鈦合金鑄錠。鑄錠經(jīng)β相區(qū)開坯鍛造后，在兩相區(qū)一火次熱軋成φ45 mm的棒材。經(jīng)測量，TC20鈦合金棒材化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，w/%)為：Al 6.14，Nb 6.99，F(xiàn)e 0.15，C 0.017，O 0.12，N 0.007，H 0.001，其余為Ti。金相法測得其相變點(diǎn)為995～1000 ℃。

TC20鈦合金棒材的原始顯微組織如圖1所示。從圖1可以看出，TC20鈦合金棒材組織由均勻細(xì)小的等軸α相和短棒狀α相組成，按照ETTC2顯微組織評級可達(dá)A5級。

圖1 TC20鈦合金棒材的原始顯微組織

采用箱式馬弗爐(控溫精度為±5 ℃)，按照表1所示熱處理制度對TC20鈦合金棒材進(jìn)行熱處理。采用島津電子萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫力學(xué)性能測試。采用蔡司光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。

表1 TC20鈦合金棒材熱處理工藝

2 結(jié)果與分析

2.1 熱處理對顯微組織的影響

2.1.1 兩相區(qū)固溶+時效對顯微組織的影響

TC20鈦合金棒材在兩相區(qū)經(jīng)不同固溶+時效處理后的顯微組織為典型的雙態(tài)組織，由初生的等軸α相+β轉(zhuǎn)變組織組成，如圖2所示。經(jīng)兩相區(qū)固溶后空冷，獲得大量的針狀次生α相及少量殘留β相，在隨后的550 ℃時效過程中，形成少量時效α相和β相(圖2a)。經(jīng)兩相區(qū)固溶后快速水冷，可獲得大量的馬氏體α"相，在隨后的550 ℃時效過程中，形成大量細(xì)小彌散的針狀時效α相和β相(圖2b)。當(dāng)固溶溫度相同時，時效溫度對初生α相含量及尺寸影響不大(圖2a、2e、2f)，但會引起時效α相數(shù)量及尺寸的變化，隨著時效溫度的提高，時效α相形核速度減慢，導(dǎo)致時效α相尺寸增大。

圖2 TC20鈦合金棒材經(jīng)固溶+時效處理后的顯微組織

當(dāng)940 ℃固溶空冷后，經(jīng)過700 ℃時效處理，次生片層α相通過相界遷移與初生α相合并長大連成一體，形成類似晶間β組織(圖2c)；而固溶水冷后生成馬氏體α"相，經(jīng)700 ℃時效處理后，α"相發(fā)生分解生成相對粗大的次生α相和殘留β相，并且無細(xì)小彌散的時效α相產(chǎn)生(圖2d)。因此,當(dāng)時效溫度提高至700 ℃時，只能起到調(diào)整次生α相尺寸的作用，并不會發(fā)生時效強(qiáng)化作用。

2.1.2 三重?zé)崽幚韺︼@微組織的影響

TC20鈦合金棒材經(jīng)三重?zé)崽幚砗螳@得由初生等軸α相+次生針狀α相+β轉(zhuǎn)變組織組成的三態(tài)組織，如圖3所示。經(jīng)第一重高溫固溶水淬處理后，TC20鈦合金獲得一定含量的初生α相和大量馬氏體α"相，隨后進(jìn)行第二重短時退火處理，馬氏體α"相分解為次生針狀α相并有所長大，最后進(jìn)行低溫時效處理時，會析出大量細(xì)小彌散的時效α相，起到強(qiáng)化基體的作用。

圖3 TC20鈦合金棒材經(jīng)三重?zé)崽幚砗蟮娘@微組織

2.2 熱處理對力學(xué)性能的影響

2.2.1 兩相區(qū)固溶+時效對力學(xué)性能的影響

TC20鈦合金棒材經(jīng)兩相區(qū)固溶+時效處理后的室溫力學(xué)性能見表2。對比HT5、HT1、HT6 3種熱處理工藝，在940 ℃固溶空冷后，隨著時效溫度的增加，合金強(qiáng)度略有下降但變化不大，塑性也基本保持一致，說明經(jīng)固溶空冷處理后，力學(xué)性能對時效溫度并不敏感。這主要是由于空冷條件下過冷度不足，并未產(chǎn)生大量的馬氏體α"相，大部分為針狀次生α相和殘留β相，在隨后的低溫時效過程中，強(qiáng)化效果極其有限。

表2 TC20鈦合金棒材經(jīng)不同固溶+時效處理后的室溫力學(xué)性能

分別對比HT1、HT2以及HT3、HT4工藝，可以看出在相同固溶溫度條件下，固溶冷卻方式由空冷變?yōu)樗鋾r，合金強(qiáng)度得到顯著提高，塑性變化不大。這主要是由于固溶冷卻速度越快，獲得的馬氏體α"相數(shù)量越多，隨后時效過程析出的針狀α相也越多，時效強(qiáng)化效果越顯著。此外，在固溶處理制度相同的情況下，經(jīng)700 ℃時效處理的強(qiáng)化效果低于550 ℃，這是由于700 ℃時效時馬氏體α"相發(fā)生分解生成相對粗大的次生片狀α相和殘留β相，并無細(xì)小彌散分布的針狀α相產(chǎn)生。

兩相區(qū)固溶+時效處理結(jié)果表明，TC20鈦合金經(jīng)940 ℃/1 h/WQ+550 ℃/6 h/AC處理后具有相對較好的力學(xué)性能。

2.2.2 三重?zé)崽幚韺αW(xué)性能的影響

TC20鈦合金棒材經(jīng)三重?zé)崽幚砗蟮牧W(xué)性能見表3。從表3可以看出，三重?zé)崽幚砉に?HT7)可以實(shí)現(xiàn)TC20鈦合金棒材強(qiáng)度和塑性的較佳匹配，獲得優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。實(shí)際生產(chǎn)中，固溶水淬+時效處理(HT5)時無法避免棒材發(fā)生翹曲變形，直線度很難達(dá)到≤1 mm/m的要求，而采用固溶水淬+退火校直處理，雖可以解決棒材的直線度問題，但是強(qiáng)度水平提高有限，無法滿足指標(biāo)要求。而在固溶水淬和時效處理之間加入700 ℃的短時退火校直處理，可有效解決TC20鈦合金棒材的直線度問題。

表3 TC20鈦合金棒材經(jīng)三重?zé)崽幚砗蟮氖覝亓W(xué)性能

采用940 ℃/1 h/WQ+700 ℃/30 min/AC+550 ℃/6 h/AC工藝對φ45 mm的TC20鈦合金棒材進(jìn)行整體熱處理，從棒材頭部至尾部共取30組試樣進(jìn)行室溫拉伸性能測試，結(jié)果如圖4所示。從圖4可以看出， TC20鈦合金棒材不同部位的抗拉強(qiáng)度均大于900 MPa，延伸率均大于15%，強(qiáng)度和塑性均勻一致，穩(wěn)定性較好。

圖4 TC20鈦合金棒材經(jīng)三重?zé)崽幚砗蟛煌恢玫氖覝亓W(xué)性能

3 結(jié) 論

(1) TC20鈦合金棒材在兩相區(qū)固溶空冷+時效處理后得到雙態(tài)組織。固溶空冷后，大部分組織為針狀次生α相和殘留β相，在隨后的時效過程中，并未析出大量細(xì)小彌散分布的時效α相，強(qiáng)化效果有限。

(2) 在相同固溶溫度下，固溶冷卻速度越快，馬氏體α"相數(shù)量越多，隨后低溫時效過程中析出的彌散分布的針狀α相也越多，時效強(qiáng)化效果越明顯，從而使TC20鈦合金棒材的強(qiáng)度顯著提高。

(3)在相同固溶水淬條件下，經(jīng)700 ℃時效處理后，馬氏體α"相發(fā)生分解生成相對粗大的次生片狀α相和殘留β相，并無細(xì)小彌散分布的α相產(chǎn)生，從而導(dǎo)致對TC20鈦合金棒材的強(qiáng)化效果明顯低于550 ℃低溫時效。

(4) TC20鈦合金棒材經(jīng)940 ℃/1 h/WQ+700 ℃/30 min/AC+550 ℃/6 h/AC三重?zé)崽幚砗?，顯微組織為初生等軸α相+次生針狀α相+β轉(zhuǎn)變組織組成的三態(tài)組織，在獲得較佳強(qiáng)度-塑性匹配的同時，可以有效解決棒材直線度的問題。