熱處理對TC18粉末合金微觀組織及力學(xué)性能影響

薛松海，韓鵬江，韓 冬，趙 軍，劉時兵，史 昆，姚 謙，梅新民

(1.沈陽鑄造研究所有限公司 高端裝備輕合金鑄造技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 遼寧 沈陽 110022)(2.機(jī)械科學(xué)研究總院海西(福建)分院有限公司, 福建 三明 365500)(3.空軍裝備部駐遼陽地區(qū)軍事代表室, 遼寧 遼陽 111000)

TC18鈦合金(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)作為一種近β鈦合金，因其卓越的綜合力學(xué)性能已經(jīng)被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)起落架和機(jī)身框架結(jié)構(gòu)中[1]。已有研究表明[2-4]，該合金的強(qiáng)化機(jī)制主要源于析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化及位錯強(qiáng)化。此外，熱處理也會顯著影響TC18鈦合金的顯微組織及力學(xué)性能。例如，Quan等[5]研究了近β熱處理對TC18鈦合金微觀組織的影響，發(fā)現(xiàn)雖然在近β熱處理過程中初生α相的尺寸變化不明顯，但次生α相尺寸會顯著粗化。Shao等[6]系統(tǒng)討論和分析了α相析出行為與β晶粒取向之間的關(guān)系。結(jié)果表明，在退火冷卻過程中，由于更高的位錯儲藏能，α相總是傾向于在具有Goss取向的β晶粒中析出。同時，隨著α析出相含量的增加，合金的強(qiáng)度顯著提高，但塑性急劇降低。此外，侯智敏等[7]進(jìn)一步研究了熱處理對TC18鈦合金大塊富α相區(qū)的影響。因此，合理調(diào)控?zé)崽幚碇贫葘C18鈦合金力學(xué)性能的優(yōu)化至關(guān)重要。

目前，TC18鈦合金的成形方法主要以鍛造加工為主。然而，由于該合金的合金元素含量較高、熱加工窗口小[8]，導(dǎo)致其在熱加工成形及組織控制上變得困難，很大程度上限制了該合金更為廣泛的應(yīng)用。近些年來，隨著粉末冶金工藝和制粉技術(shù)的不斷完善和提高，粉末冶金熱等靜壓工藝已經(jīng)被視為一種具有發(fā)展?jié)摿Φ拟伜辖鹬苽浞椒?。對比傳統(tǒng)制備方法，粉末冶金工藝可以實(shí)現(xiàn)產(chǎn)品的近凈成形，這不僅有效地提高了材料利用率，而且縮短了產(chǎn)品制造周期。據(jù)歐洲粉末協(xié)會統(tǒng)計(jì)[9]，通過優(yōu)化包套結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，部分采用粉末冶金法制備的鈦合金構(gòu)件的材料利用率可高達(dá)90%。重要的是，有研究表明應(yīng)用粉末冶金工藝制備的鈦合金在力學(xué)性能上可媲美鈦合金鍛件產(chǎn)品[10]。遺憾的是，目前鮮見關(guān)于粉末冶金成形TC18鈦合金熱處理工藝的研究報(bào)道。因此，本研究首先采用粉末冶金工藝制備TC18粉末合金，并基于固溶+時效熱處理，進(jìn)一步探討固溶溫度對該合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，籍此豐富人們對鈦合金變形行為及損傷機(jī)制的認(rèn)識，并為低成本制備具有優(yōu)異綜合力學(xué)性能的粉末鈦合金提供參考。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用原材料為購自西安歐中材料科技有限公司的TC18鈦合金粉末，其化學(xué)成分見表1。該合金粉末制備過程：首先通過3次自耗熔煉、鍛造以及機(jī)械加工等工序制備成制粉電極，然后采用等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法制備成合金粉末。圖1給出了TC18鈦合金粉末形貌及粒度分布圖。如圖1a所示，TC18鈦合金粉末顆粒具有良好的球形度，無衛(wèi)星粉和空心粉末。從圖1b所示的粒度分布看，粉末顆粒粒徑在60～238 μm之間，平均粒度為142.6 μm。

表1 TC18鈦合金粉末化學(xué)成分(w/%)Table 1 Chemical composition of TC18 titanium alloy powders

圖1 TC18鈦合金粉末形貌及粒度分布Fig.1 SEM image (a) and particle size distribution (b) of TC18 titanium alloy powders

采用熱等靜壓(HIP)制備TC18粉末合金。首先將TC18鈦合金粉末填充至Q235材質(zhì)的包套(包套直徑100 mm，高度100 mm，壁厚3 mm)中，然后將裝有粉末的包套真空除氣封焊，于(940±10)℃、130 MPa保溫保壓2.5 h成形。

采用耐馳同步熱分析儀對TC18粉末合金進(jìn)行等速升溫差熱分析，以測量其相變點(diǎn)，升溫速率為10 ℃/min。圖2為通過差示掃描量熱法(DSC)得到的DSC曲線。由圖2可知，TC18粉末合金的α+β→β相變溫度約為868.5 ℃。據(jù)此，選取830、850、890 ℃ 3種固溶溫度(涵蓋α+β兩相區(qū)和β單相區(qū))，具體熱處理工藝見表2。

圖2 TC18粉末合金的DSC曲線Fig.2 DSC curves of TC18 powder alloy

表2 TC18粉末合金的熱處理工藝Table 2 Heat treatment processes of TC18 powder alloy

采用Rigaku-D/max-A 型XRD衍射儀對TC18粉末合金進(jìn)行物相分析，利用ZEISS Axio Vert A1型光學(xué)顯微鏡和ZEISS EVO/MA 25型掃描電鏡(SEM)觀察和分析材料的微觀組織。金相樣品經(jīng)打磨、拋光后，用V(HF)∶V(HNO3)∶V(CH3CH(OH)COOH)=1∶3∶7的腐蝕液浸蝕約5 min。采用DDL300型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，其中拉伸試樣直徑為6 mm，標(biāo)距為36 mm。采用WE-2005型顯微硬度計(jì)測定熱處理前后TC18粉末合金的顯微硬度。

2 結(jié)果與討論

2.1 TC18粉末合金微觀組織

圖3給出了熱等靜壓態(tài)TC18粉末合金的微觀組織。由圖3a可見，經(jīng)熱等靜壓后，粉末合金組織中未見未閉合孔洞缺陷，顯示出極高的致密度。TC18粉末合金平均晶粒尺寸約為130 μm，與粉末原始尺寸較為接近。放大觀察可見，原始β晶粒的晶界處分布著大量連續(xù)的具有一定片層厚度的初生α相(圖3b)。研究表明[11]，這些α相的形成可以有效釘扎晶界，進(jìn)而阻礙晶粒在HIP過程中進(jìn)一步長大。這也解釋了為什么當(dāng)前研究中TC18粉末合金的晶粒尺寸接近粉末原始尺寸。因此，采用HIP方式制備的粉末合金的晶粒尺寸主要取決于原始粉末尺寸。

圖3 熱等靜壓態(tài)TC18粉末合金的原始組織形貌Fig.3 Original microstructures of as-HIPed TC18 powder alloy: (a) 100×; (b) 2000×

值得注意的是，對比晶界處的初生α相，晶內(nèi)形成的初生α相在片層厚度上要小的多。這些長針狀的α相彼此間或平行，或互成60°夾角，以“V”字型的形式分布于β晶粒內(nèi)。綜上可見，在熱等靜壓過程中，晶界應(yīng)該是α相優(yōu)先形核位置。事實(shí)上，α相的析出過程本質(zhì)上是形核和長大的過程，其形核位置、速率和生長速率與合金成分和冷卻速率有關(guān)[12]。當(dāng)冷卻速率很慢時，由于較低的過冷度和較高的形核勢壘，α相傾向于在缺陷密度較高的晶界處析出，隨后向晶內(nèi)長大，形成平直α相；相反，當(dāng)冷卻速率較快時，晶內(nèi)可能成為α相優(yōu)先形核位置。在當(dāng)前研究中，TC18合金粉末在(940±10) ℃(β相區(qū))下進(jìn)行燒結(jié)，基體已經(jīng)充分再結(jié)晶形成具有適當(dāng)尺寸的β相。接下來，在隨爐冷卻過程中，大角晶界作為優(yōu)先形核位置開始析出α相，并緩慢長大；在空冷過程中，冷卻速率增加，晶內(nèi)α相形核成為主導(dǎo)形核機(jī)制，形核密度顯著提高，進(jìn)而導(dǎo)致細(xì)小晶內(nèi)α相形成。

圖4給出了熱等靜壓態(tài)TC18粉末合金的XRD圖譜。由圖4可見，TC18粉末合金的物相主要由α相和β相組成，這與圖3中微觀組織的觀察結(jié)果相一致。對比β相，α相具有更高的衍射峰強(qiáng)度，表明合金中α相所占的體積分?jǐn)?shù)較大。

圖4 熱等靜壓態(tài)TC18粉末合金的XRD圖譜Fig.4 XRD spectra of as-HIPed TC18 powder alloy

2.2 熱處理對顯微組織和力學(xué)性能的影響

圖5給出了不同工藝熱處理后TC18粉末合金的金相照片。由圖5可見，隨著固溶溫度增加，β晶粒平均尺寸有所增加。此外，當(dāng)固溶溫度增加到890 ℃時，晶粒內(nèi)部可觀察到α相。但僅通過光學(xué)顯微鏡不能清晰地觀察到α相的具體特征，故圖6進(jìn)一步給出了SEM照片。

圖5 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的金相照片F(xiàn)ig.5 OM photographs of TC18 powder alloy after different heat treatments: (a) 1# process; (b) 2# process; (c) 3# process

由圖6可見，TC18粉末合金經(jīng)830 ℃固溶+時效熱處理后，由于固溶溫度低于相變點(diǎn)，基體中仍殘留部分HIP過程中形成的初生α相(圖6a、6b)。

圖6 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM microstructures of TC18 powder alloy after different heat treatments: (a,b) 1# process; (c,d) 2# process; (e,f) 3# process

對比圖3可見，此時初生α相明顯粗化。隨著固溶溫度升高，初生α相逐漸消失，意味著HIP過程中形成的初生α相具有較高的固溶溫度敏感性。定量統(tǒng)計(jì)的結(jié)果也進(jìn)一步支持了該結(jié)論。采用Photoshop和Image-J軟件對3種熱處理工藝下TC18粉末合金顯微組織中的初生α相進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)。結(jié)果表明，隨著固溶溫度的升高，初生α相體積分?jǐn)?shù)急劇下降，由830 ℃時的36.74%減少到850 ℃時的0.89%，890 ℃時初生α相消失不見。上述現(xiàn)象的產(chǎn)生可歸因于溫度升高誘發(fā)α相熱穩(wěn)定性降低。

此外，固溶溫度也會顯著影響固溶-時效熱處理后新生成的次生α相的形貌、含量及分布。由于固溶后空冷和隨后時效處理的原因，圖6中3種熱處理?xiàng)l件下β晶粒上均彌散鑲嵌著大量的次生α相。仔細(xì)觀察可見，在830 ℃固溶+時效處理時，次生α相存在2種形態(tài)：均勻細(xì)小的短片狀α相和細(xì)針狀的α相(圖6b)。2種結(jié)構(gòu)縱橫交錯，使得α相的取向變得十分復(fù)雜。固溶溫度增加到850、890 ℃時，次生α相主要呈現(xiàn)片層狀特征，且體積分?jǐn)?shù)顯著增加(圖6d、6f)。這些次生α相之間彼此交錯，互呈60°夾角，形如“輪胎花紋”。

圖7給出了TC18粉末合金中次生α相片層寬度與固溶溫度的關(guān)系曲線。從圖7可以看出，隨著固溶溫度的增加，次生α相平均片層寬度由0.046 μm增加到0.09 μm，呈現(xiàn)顯著粗化的趨勢。上述變化本質(zhì)上與次生α相的相變驅(qū)動力改變有關(guān)[13]。固溶溫度為830 ℃時，初生α相的存在導(dǎo)致殘余β相中的β穩(wěn)定元素增多。受此影響，β相變得穩(wěn)定，進(jìn)而導(dǎo)致次生α相在隨后時效析出過程中的相變驅(qū)動力降低，因此次生α相的平均尺寸比較小。相反，隨著固溶溫度接近(或超過)相變點(diǎn)，初生α相基本消失，β穩(wěn)定元素大量溶解到基體中，使次生α相的相變驅(qū)動力變大，析出的次生α相粗化。此外，較高的固溶溫度也在隨后的空冷過程中延長了次生α相的長大周期，這進(jìn)一步促進(jìn)了次生α相的長大。

圖7 TC18粉末合金中次生α相片層寬度與固溶溫度的關(guān)系曲線Fig.7 Relationship curve between lamellar width of secondary α phase and solution temperature of TC18 powder alloy

圖8給出了不同工藝熱處理后TC18粉末合金的XRD圖譜。由圖8可見，經(jīng)不同工藝熱處理后，TC18粉末合金均由α相和β相組成，這與圖6中SEM的表征結(jié)果相一致。不同溫度固溶+時效處理的XRD圖譜中，所有相的衍射峰分布相似。就峰強(qiáng)度而言，α相衍射峰較強(qiáng)，其中α(101)(對應(yīng)的2θ角約為40.17°)最強(qiáng)，表明組織中α相占據(jù)主導(dǎo)。

圖8 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的XRD圖譜Fig.8 XRD patterns of TC18 powder alloy after different heat treatments

2.3 熱處理對TC18粉末合金力學(xué)性能的影響

圖9給出了HIP態(tài)以及經(jīng)不同熱處理后TC18粉末合金的硬度和強(qiáng)度。由圖9可見，對比HIP態(tài)，固溶-時效處理后的TC18粉末合金具有更高的強(qiáng)度和硬度。隨著固溶溫度的升高，合金強(qiáng)度和硬度呈現(xiàn)先增大后降低的趨勢，850 ℃固溶+時效后合金的抗拉強(qiáng)度和維氏硬度(HV)達(dá)到最高，分別為1473、4670 MPa。研究表明[14]，大多數(shù)金屬材料的抗拉強(qiáng)度通常與硬度之間具有正相關(guān)關(guān)系。本研究中也觀察到此趨勢，如圖10所示。由圖10可見，TC18粉末合金的抗拉強(qiáng)度Rm隨著維氏硬度HV的增加而增加，其關(guān)系可近似表達(dá)為：

圖9 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的硬度和強(qiáng)度Fig.9 Strength and hardness of TC18 powder alloy after different heat treatments

圖10 TC18粉末合金維氏硬度與抗拉強(qiáng)度的關(guān)系Fig.10 Relationship between Vickers hardness and tensile strength of TC18 powder alloy

Rm=-1601.22+0.65HV

(1)

然而，此時TC18粉末合金的延伸率變化規(guī)律與合金強(qiáng)度和硬度的變化趨勢相反，即隨著固溶溫度增加，延伸率先降低后增加，如圖11所示。雖然850 ℃固溶+時效后合金強(qiáng)度較高，但塑性較差；890 ℃固溶+時效后，合金強(qiáng)度略有下降，但維持了一定的塑性，即抗拉強(qiáng)度為1330 MPa，延伸率維持在7.9%。

圖11 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的延伸率Fig.11 Elongation of TC18 powder alloy after different heat treatments

事實(shí)上，金屬材料的強(qiáng)度(或硬度)在本質(zhì)上反映了材料內(nèi)部位錯滑移的阻力[15]。換句話說，在材料內(nèi)部，阻止位錯滑移的障礙越多，相應(yīng)的強(qiáng)度(或硬度)越高。因此，對于鈦合金而言，其強(qiáng)度(或硬度)在很大程度上取決于α析出相的數(shù)量、尺寸及形貌等。Devaraj等[16]在研究中提出，鈦合金強(qiáng)度與初生α相和次生α相之間可近似表達(dá)為：

(2)

式中:σ為合金強(qiáng)度，Kp和Ks分別為初生α相和次生α相的泰勒因子常數(shù)，lp和ls分別為初生α相和次生α相的片層間距。如圖6所示，830 ℃固溶+時效處理后，合金中既殘留少量初生α相又存在細(xì)小的次生α相。這些次生α相彼此縱橫交錯，構(gòu)成了對位錯滑移的強(qiáng)烈阻礙，因此有利于提高合金的強(qiáng)度。此外，次生α相的片層間距極小，平均尺寸約為0.046 μm。由公式(2)可見，初生α相和次生α相的片層間距越小，合金強(qiáng)度越高。因此，830 ℃固溶+時效后合金的強(qiáng)度(或硬度)高于熱處理前HIP態(tài)TC18粉末合金的強(qiáng)度(或硬度)。當(dāng)固溶溫度增加到850 ℃時，合金組織中的初生α相幾乎全部消失，此時彌散分布的次生α相成為合金強(qiáng)度(或硬度)的主要來源。盡管此時，次生α相片層間距有所增加，約為0.072 μm，但相比于初生α相，次生α相更有利于提高合金強(qiáng)度(或硬度)，因此更多次生α相的形成不僅可以很好地彌補(bǔ)因片層間距增加所導(dǎo)致的強(qiáng)度降低，而且還會進(jìn)一步提升合金的強(qiáng)度(或硬度)。然而，當(dāng)固溶溫度提高到890 ℃，次生α相片層間距顯著增大，平均達(dá)到0.09 μm，這導(dǎo)致合金強(qiáng)度出現(xiàn)了一定程度的下降。

應(yīng)該指出，盡管次生α相的析出有效提高了合金的強(qiáng)度，但由于其對位錯滑移的阻礙，使得位錯的可滑移距離嚴(yán)重壓縮，導(dǎo)致TC18粉末合金的塑性呈現(xiàn)出與強(qiáng)度變化相反的趨勢。事實(shí)上，這也是金屬材料為什么普遍存在強(qiáng)-韌化倒置關(guān)系的原因，即材料的強(qiáng)化需要消除位錯或阻礙位錯運(yùn)動，但材料的塑性卻是建立在位錯增殖和滑移的基礎(chǔ)上[17]。

為進(jìn)一步探究微觀組織對拉伸性能的影響，圖12給出了不同熱處理工藝下，TC18粉末合金的拉伸斷口形貌。HIP態(tài)TC18粉末合金的拉伸斷口形貌呈現(xiàn)典型的韌窩斷裂特征，顯示出較好的塑性。然而，不同溫度固溶+時效處理后的TC18粉末合金的拉伸斷口形貌則以脆性穿晶斷裂為主，與塑性的降低相對應(yīng)。這主要是因?yàn)楣倘?時效處理后合金組織中析出大量的次生α相，裂紋直接沿次生α相邊界形成并擴(kuò)展，造成塑性降低。對比850 ℃固溶+時效處理后合金的拉伸斷口，890 ℃固溶+時效后試樣的拉伸斷口在局部位置可觀察到韌窩斷裂特征，意味著塑性出現(xiàn)回升。這可能與次生α相的粗化有關(guān)?？傊?，以上斷口形貌特征的觀察結(jié)果進(jìn)一步印證了熱處理對TC18粉末合金塑性的影響規(guī)律。

圖12 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的拉伸斷口形貌Fig.12 Fracture morphologies of TC18 powder alloy after different heat treatments: (a) as-HIPed; (b) 1# process; (c) 2# process; (d) 3# process

3 結(jié) 論

(1) 采用粉末冶金工藝制備的TC18粉末合金的組織由α相和β相組成，其晶粒尺寸主要取決于原始粉末顆粒尺寸。這主要是因?yàn)闊岬褥o壓過程中，原始β晶粒的邊界處會析出初生α相，從而形成對晶界的釘扎作用。

(2) TC18粉末合金經(jīng)(830～890)℃/1 h/AC+550 ℃/4 h/AC熱處理后均析出次生α相。隨著固溶溫度的增加，初生α相逐漸消失，β穩(wěn)定元素隨之溶入基體，導(dǎo)致次生α相的形變驅(qū)動力增大，進(jìn)而造成次生α相粗化，同時相間距增大。

(3) TC18粉末合金經(jīng)890 ℃/1 h/AC+550 ℃/4 h/AC熱處理后具有較好的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度為1330 MPa，延伸率為7.9%，維氏硬度HV為4510 MPa。

(4) 經(jīng)固溶+時效處理后，TC18粉末合金的拉伸斷口均以脆性穿晶斷裂為主，與其塑性降低相對應(yīng)。