李江，簡仕超，王世楊，陳林波，王創(chuàng)，李詩云， 萬明攀

1.貴州大學(xué)材料與冶金學(xué)院 貴州貴陽 550025

2.貴州省材料結(jié)構(gòu)與強度重點實驗室 貴州貴陽 550025

1 序言

為滿足航天航空工業(yè)的需求，鈦合金在過去幾十年得到了迅速發(fā)展，并廣泛應(yīng)用于造船、化工、醫(yī)療等領(lǐng)域[1-3]。Ti-6Al-4V合金因其優(yōu)異的性能[4]，如比強度高、密度低，以及良好的生物相容性和優(yōu)異的耐蝕性，已成為使用最多的α+β鈦合金。在鈦合金的制造過程中，表面結(jié)構(gòu)的完整性會受到損傷，表面的應(yīng)力狀態(tài)也會發(fā)生變化，使得零件的失效通常來源于表面缺陷和損傷，這種情況會導(dǎo)致后續(xù)服役材料的疲勞損傷。為改善鈦合金的表面力學(xué)性能，相關(guān)學(xué)者進(jìn)行了一些研究[5-7]。表面機械研磨處理的超細(xì)晶粒層在工業(yè)純鈦表面形成，摩擦系數(shù)降低了60%[8]?？茖W(xué)家研究了陰極輔助放電等離子滲氮處理Ti-6Al-4V合金的表面性能，提高了Ti-6Al-4V合金的耐磨性[9]，建立了醫(yī)用Ti-6Al-4V合金在激光沖擊下優(yōu)異的耐磨性能[10]。本文利用感應(yīng)加熱速度快、無氧化、易控制等特點，對Ti-6Al-4V合金進(jìn)行固溶處理，使合金表層和心部獲得不同的顯微組織，再進(jìn)行退火處理，分析了熱處理過程中的組織演化和力學(xué)性能規(guī)律，為制訂TC4合金熱處理新工藝提供理論依據(jù)。

2 試驗

試驗采用某鈦業(yè)有限公司利用真空自耗電弧爐3次熔煉的TC4鈦合金，并在α+β兩相區(qū)進(jìn)行鍛造所得厚度為50mm的板坯，原材料的顯微組織如圖1所示。其組織為典型的雙態(tài)組織，由約38%的等軸α相 （αp）和約62%的β轉(zhuǎn)變組織（βtrans）組成，屬于α+β型雙相鈦合金。

圖1 TC4合金的原始組織

利用線切割機和數(shù)控機床進(jìn)行加工，從鈦合金板材加工出拉伸試樣如圖2所示。將TC4鈦合金試樣置于SYG-10AB型高頻感應(yīng)加熱設(shè)備（最大加熱功率為10kW）內(nèi)進(jìn)行快速加熱，加熱頻率為600～1100kHz，加熱功率為5kW，加熱電流為30.7A，加熱時間分別為5.3s、5.5s和5.7s。隨后將處理后的試樣置入真空管式爐中，在750℃、800℃、850℃和900℃下退火處理（保溫1h，空冷）后，再進(jìn)行570℃保溫4h時效處理。然后根據(jù)GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進(jìn)行室溫拉伸試驗。從圓柱試樣中部截斷，用環(huán)氧樹脂進(jìn)行鑲樣，用SiC金相砂紙進(jìn)行逐級打磨成為金相試樣，采用配比（體積分?jǐn)?shù)）為HF∶HNO3∶H2O＝1∶3∶7的腐蝕劑對試樣表面進(jìn)行腐蝕處理，在Leica DMI 5000光學(xué)顯微鏡和 SUPRA 40掃描電子顯微鏡下觀察顯微組織。

圖2 拉伸試樣

3 結(jié)果與討論

3.1 顯微組織

圖3、圖4所示分別為TC4鈦合金通過高頻感應(yīng)加熱5.3s、5.5s和5.7s固溶處理后并在850℃退火處理（保溫1h，空冷）、再進(jìn)行570℃保溫4h時效處理后表層和心部的顯微組織。利用Image-pro-plus軟件對等軸α相直徑以及數(shù)量進(jìn)行測量，對平均數(shù)量為120個等軸α相進(jìn)行統(tǒng)計，得出其平均值，具體變化趨勢如圖5所示。

圖3 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時間淬火后進(jìn)行退火和時效處理表層的顯微組織

圖4 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時間淬火后進(jìn)行退火和時效處理心部的顯微組織

圖5 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時間淬火后表層和心部等軸α相數(shù)量和直徑變化

從圖5可看出，隨著感應(yīng)加熱時間的增加，表層和心部等軸α相的數(shù)量（體積分?jǐn)?shù)）均逐漸下降，并且其尺寸也逐漸減小。當(dāng)加熱時間由5.3s增加到5.7s時，合金表層等軸α相的平均直徑由19.93μm減小到15.6μm（其數(shù)量由26.02%減小到20.1%）；心部等軸α相的平均直徑由20.71μm減小到16.41μm（其數(shù)量由28.07%減小到20.7%）；與表層組織相比，合金心部等軸α相的數(shù)量在相同條件下要低，這是因為將TC4鈦合金試樣置于感應(yīng)加熱線圈中加熱時，合金表面由于趨膚效應(yīng)導(dǎo)致其溫度快速升高，熱量逐漸傳至內(nèi)部。加熱時間越長，表面溫度越高，熱傳導(dǎo)作用就越強，導(dǎo)致合金整體溫度高于較短時間加熱。當(dāng)加熱5.7s時，合金溫度越接近β相轉(zhuǎn)變溫度，等軸α相轉(zhuǎn)變的量越多。

圖6所示為TC4鈦合金通過高頻感應(yīng)加熱5.5s淬火處理后經(jīng)750℃、800℃、850℃和900℃退火處理（保溫1h，空冷）并進(jìn)行570℃保溫4h時效處理后的顯微組織。合金組織均由等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成。隨著退火溫度的增加，合金中的α相與β相之間的界面更加明顯（見圖6a～d）。而次生α相尺寸也隨著退火溫度的升高而增大（見圖6e～h）。在750℃退火時，次生α相厚度最小，且分布比較無規(guī)律；隨著退火溫度的升高，分解出的次生α相的厚度明顯變大，并且分布更加有序。在900℃退火時，在β基體上析出細(xì)小彌散的時效α相。這是因為隨著退火溫度的升高，合金元素擴(kuò)散系數(shù)變大，合金元素的擴(kuò)散更加充分。根據(jù)杠桿定律，退火溫度增加，TC4合金中β相的相對含量增加，在隨后冷卻過程中形成過飽和固溶體，在時效過程中析出細(xì)片狀α相。

圖6 TC4鈦合金經(jīng)不同溫度退火后的顯微組織

3.2 拉伸性能

圖7所示為TC4鈦合金通過高頻感應(yīng)加熱5.3s、5.5s和5.7s淬火處理，并在850℃退火處理（保溫1h，空冷），再進(jìn)行570℃時效處理（保溫4h，空冷）后，合金室溫拉伸性能的變化趨勢。從圖7可看出，合金的拉伸性能隨加熱時間的增加呈現(xiàn)上升趨勢，而其伸長率均隨加熱時間的增加而降低。5.7s時合金試樣的強度值最高，抗拉強度和屈服強度分別為1032MPa、1032MPa，相比未處理試樣有了較大的提升，同時其伸長率為13.7%。隨著加熱時間的升高，合金中等軸α相含量減少，β相含量增多，快速冷卻后形成亞穩(wěn)定β相就多，隨后在相同的退火和時效處理條件下，亞穩(wěn)定β相將越容易分解成彌散的次生α相。鈦合金中的α相和β相的強度不高，而在時效過程中析出時效α相時，造成α相與β相界面增多，阻礙了位錯運動，最終使合金強度提高。

圖7 感應(yīng)加熱時間對TC4鈦合金拉伸性能影響

圖8所示為TC4鈦合金經(jīng)高頻感應(yīng)加熱5.5s淬火處理后在750℃、800℃、850℃和900℃退火處理（保溫1h，空冷）后再進(jìn)行570℃時效處理（保溫4h，空冷）的拉伸性能。從圖8可看出，TC4合金的抗拉強度和屈服強度均隨退火溫度升高而逐漸降低，而斷后伸長率隨退火溫度的增加呈現(xiàn)先逐漸升高后下降的趨勢，在850℃退火時達(dá)到最高。在退火溫度為750℃時，其抗拉強度和屈服強度最高，分別為1086MPa和936MPa，伸長率為15.5%。當(dāng)退火溫度升高到900℃時，其抗拉強度和屈服強度最低，分別為1000MPa和877MPa，伸長率為12.5%，為最低值。鈦合金中的力學(xué)性能很大程度上取決于其α相尺寸和形貌，細(xì)小次生α相的析出會增加位錯運動的阻力而導(dǎo)致較高的強度[11]，因為大量細(xì)小次生α相產(chǎn)生更多的α相與β界面[12-15]。隨著退火溫度升高，TC4合金中α相的厚度增大，α相與β界面所占體積分?jǐn)?shù)下降。α相與β界面作為鈦合金中阻礙位錯運動的主要障礙[16，17]，使合金的強度下降。相反，合金的塑性逐漸增大，但在退火溫度升高到900℃時，α相的厚度更加明顯，在外加應(yīng)力作用下，α相與β界面上易產(chǎn)生應(yīng)力集中從而導(dǎo)致開裂，因此表現(xiàn)出較低的塑性。

圖8 退火溫度對TC4鈦合金拉伸性能影響

4 結(jié)束語

1） TC4鈦合金感應(yīng)加熱5.3s、5.5s和5.7s后，隨著加熱時間的增加，合金中等軸α相的體積分?jǐn)?shù)有所下降；合金的抗拉強度和屈服強度隨加熱時間的增加呈現(xiàn)上升趨勢，伸長率則呈現(xiàn)下降的趨勢。

2） TC4鈦合金感應(yīng)加熱后，隨退火溫度的升高，次生α相的厚度逐漸增加；合金的抗拉強度和屈服強度均隨退火溫度升高而逐漸降低，而斷后伸長率隨退火溫度的增加呈現(xiàn)先逐漸升高后下降的趨勢。