固溶處理對TC4合金組織和硬度的影響

韓顥源，楊 濤，邱 娟，楊 剛，余萬華，翟月雯，周樂育

（1.北京機(jī)電研究所有限公司，北京 100083；2.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083；3.中國航空工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)件制造有限責(zé)任公司，貴州 貴陽 550014；4.北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083）

鈦合金具有高比強度和優(yōu)異的力學(xué)性能，如高強度、高耐腐蝕性以及斷裂韌性等，目前已被廣泛用于生物醫(yī)學(xué)和航空航天領(lǐng)域[1-2]。根據(jù)退火組織的不同，鈦合金可分為組織全為α相的單相鈦合金TA系列、全為β相的單相鈦合金TB系列，以及同時具有α相和β相的雙相鈦合金TC系列[3-4]。鈦合金常見的組織有以下4種形態(tài)，等軸組織、雙態(tài)組織、網(wǎng)籃組織以及魏氏組織。其中，等軸組織和雙態(tài)組織最大的差別在于α相的含量，前者一般大于40%，后者一般小于40%[5-6]。TC4（Ti-6Al-4V）是典型的α+β型雙相鈦合金，其產(chǎn)量占鈦合金總產(chǎn)量的50%，用量則占全部鈦合金加工件的95%[7]。TC4鈦合金顯微組織對熱處理工藝十分敏感，因此可以通過調(diào)控?zé)崽幚砉に噥碚{(diào)控其組織類型以獲得理想的力學(xué)性能[8]。TC4合金固溶溫度一般選低于相變點30～80℃，在這個溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行熱處理可以對初生α相、次生α相以及β轉(zhuǎn)變組織等尺寸和體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行調(diào)控，從而達(dá)到優(yōu)化材料強度、塑性、韌性的目的[9-10]。

本試驗對TC4合金進(jìn)行不同工藝的固溶處理，觀察不同固溶溫度、保溫時間、冷卻方式下TC4合金組織類型和顯微硬度的變化，總結(jié)變化的規(guī)律并闡述其原因，為后續(xù)TC4合金固溶工藝制定以及顯微組織和力學(xué)性能的調(diào)控研究提供試驗支撐和理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗所用材料為國產(chǎn)TC4合金，尺寸為φ8 mm×12 mm，TC4合金成分如表1所示。

表1 TC4合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of the TC4 alloy（mass fraction，%）

TC4合金是α+β型合金，經(jīng)測定其β相變點約為965℃。試驗采用的固溶溫度為900～1000℃，保溫時間為30～90 min，隨后采用水冷（WC）、空冷（AC）、爐冷（FC）3種冷卻方式冷卻，分析固溶溫度、保溫時間以及冷卻方式對TC4合金顯微組織以及硬度的影響規(guī)律。具體熱處理工藝如表2所示。試驗中固溶處理使用的設(shè)備是F0810C馬弗爐。固溶處理后用線切割切取試樣，用預(yù)磨機(jī)磨去橫截面上的氧化皮和機(jī)加工痕跡，之后制備金相試樣，在400、800、1500、2000、3000號砂紙上逐級打磨至表面劃痕方向一致且粗細(xì)均勻，然后進(jìn)行機(jī)械拋光，拋光后進(jìn)行腐蝕，采用的腐蝕劑中（體積比）HF:HNO3:H2O=1:3:7。采用Zeiss G500場發(fā)射掃描電鏡觀察顯微組織，并采用MTC-ZDS302顯微維氏硬度計測試硬度。

表2 TC4合金的固溶處理工藝Table 2 Solution treatment processes of the TC4 alloy

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 固溶工藝對顯微組織的影響

2.1.1 固溶溫度對顯微組織的影響

圖1為TC4合金在900～1000℃固溶60 min后水冷的顯微組織。隨著固溶溫度的升高，顯微組織經(jīng)歷了等軸組織、雙態(tài)組織、全馬氏體組織的轉(zhuǎn)變過程。如圖1（a～c）所示，β相變點以下提高固溶溫度時，組織由等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織。這兩種組織都是由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，不同點在于等軸組織的初生α相體積分?jǐn)?shù)要高于雙態(tài)組織。初生α相呈等軸狀，是未溶解轉(zhuǎn)變的α相；β轉(zhuǎn)變組織是由高溫β相快冷后保留的亞穩(wěn)組織。可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)固溶溫度從900℃升高到950℃時，α相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，這表示隨著固溶溫度的提高，越來越多的初生α相轉(zhuǎn)變成高溫β相。當(dāng)固溶溫度從950℃提高到975℃，α相轉(zhuǎn)變成高溫β相的速度明顯提升，水冷下的組織中只有極少量尺寸較小的初生α相，可以認(rèn)為在此溫度下α相全部發(fā)生相變，這與所測量的相變點一致。繼續(xù)升高固溶溫度至1000℃，如圖1（e）所示，初生α相完全消失，β轉(zhuǎn)變組織是由粗長的針狀α′馬氏體組成。由圖1可知，水冷時不同固溶溫度下的β轉(zhuǎn)變組織都是由交錯分布的針狀馬氏體α′相組成。這是因為當(dāng)冷速很快時，擴(kuò)散轉(zhuǎn)變來不及進(jìn)行，高溫β相晶粒內(nèi)部瞬間發(fā)生彌散形核，通過晶格切變的形式發(fā)生非擴(kuò)散型相變，形成細(xì)針狀馬氏體α′相。隨著固溶溫度的升高，β轉(zhuǎn)變組織的尺寸和體積分?jǐn)?shù)越來越大，α′馬氏體相的尺寸也逐漸增大，而且逐漸趨向于交錯無序分布。

圖1 TC4合金經(jīng)不同溫度固溶60 min、水冷后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the TC4 alloy solution treated at different temperatures for 60 min and water cooled

TC4合金經(jīng)900、950、1000℃固溶水冷后的XRD圖譜見圖2。從圖2可以看到α-Ti的衍射峰，并沒有發(fā)現(xiàn)β-Ti的衍射峰，這說明固溶水冷后的組織中β相的含量非常少，β相在水冷過程中幾乎完全轉(zhuǎn)變成針狀α′相。

圖2 TC4合金經(jīng)不同溫度固溶60 min、水冷后的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the TC4 alloy solution treated at different temperatures for 60 min and water cooled

2.1.2 固溶時間對顯微組織的影響

圖3為TC4合金在900、950、1000℃固溶不同時間的組織。當(dāng)固溶溫度位于β相變點以下時，延長保溫時間后顯微組織中初生α相和β轉(zhuǎn)變組織的變化并不明顯。利用image pro圖像分析軟件對900℃和950℃保溫不同時間所得到的顯微組織進(jìn)行分析。每組選取3張不同視場組織圖片來測繪初生α相體積分?jǐn)?shù)，統(tǒng)計結(jié)果取平均值，如圖4所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，延長保溫時間后初生α相體積分?jǐn)?shù)略有降低，但總體差別不明顯。這是因為TC4合金固溶30 min后α相和β相比例已經(jīng)接近平衡，隨著保溫時間的延長，只有微量初生α相發(fā)生轉(zhuǎn)變。但是為了減少界面能，提高穩(wěn)定性，延長保溫時間后α相有吞并周圍細(xì)小等軸α晶粒并聚集長大的趨勢。當(dāng)固溶溫度超過β相變點時，α相完全相變?yōu)棣孪?，由于沒有α相的阻礙，β相長大變得十分容易，在保溫初期晶粒便能快速長大到一定尺寸，水冷之后獲得全馬氏體α′組織。之后隨著保溫時間的延長，顯微組織和晶粒尺寸都不會發(fā)生明顯變化。

圖3 TC4合金經(jīng)900℃（a）、950℃（b）和1000℃（c）固溶不同時間、水冷后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the TC4 alloy solution treated at 900℃（a），950℃（b）and 1000℃（c）for different time and water cooled

圖4 TC4合金經(jīng)900、950℃固溶不同時間、水冷后的初生α相體積分?jǐn)?shù)Fig.4 Volume fraction of primaryαphase of the TC4 alloy solution treated at 900，950℃for different time and water cooled

2.1.3 冷卻方式對顯微組織的影響

圖5為TC4合金在925、975℃下固溶60 min、不同方式冷卻至室溫后的顯微組織。由圖5（a1，b1）可知，固溶后水冷組織均由一定量的初生α相和交錯的針狀α′相組成，2.1.1節(jié)已經(jīng)闡明其原因。由圖5（a2，b2）可知，固溶后空冷所得到的β轉(zhuǎn)變組織與水冷不同，是由次生α相與剩余β相形成的間隔片層組織，組織中觀察到少量針狀α′組織。空冷速度較慢，高溫β相在冷卻過程中發(fā)生元素擴(kuò)散相變。次生α相首先在β相晶界處形核，由于沒有足夠的時間進(jìn)行長大合并，所以形成了較窄或斷續(xù)的晶間α相。由于過冷度的存在，晶間α相向β相晶內(nèi)束集生長，形成由次生α相與剩余β相的間隔片層組織，稱為α晶團(tuán)。當(dāng)α晶團(tuán)與另一方向晶團(tuán)或β晶界相遇時，晶團(tuán)停止生長。爐冷狀態(tài)下，室溫組織為全等軸組織，由大量的等軸α相和低溫穩(wěn)定的晶間β相組成?？梢园l(fā)現(xiàn)，不同冷速下除了β轉(zhuǎn)變組織不同外，等軸α相的尺寸與體積分?jǐn)?shù)也各不相同，其隨冷卻速率的減小而增大。這說明在冷卻過程中，如果冷速較慢的情況下，初生α相會通過元素擴(kuò)散的方式進(jìn)行長大，且擴(kuò)散時間越長，初生α相的尺寸越大，相體積分?jǐn)?shù)越大。

圖5 TC4合金經(jīng)925℃（a）和975℃（b）固溶60 min、不同方式冷卻后的顯微組織Fig.5 Microstructure of the TC4 alloy solution treated at 925℃（a）and 975℃（b）for 60 min and cooled with different methods

2.2 固溶處理對硬度的影響

2.2.1 固溶溫度對硬度的影響

圖6是不同固溶工藝水冷后TC4合金的維氏硬度變化曲線。由圖6可知，當(dāng)固溶溫度逐漸升高時，硬度整體呈上升趨勢。這是因為隨著固溶溫度的升高，初生α相含量降低，水冷后獲得的針狀α′相體積分?jǐn)?shù)增大。與鋼中馬氏體不同，TC4合金中的針狀馬氏體屬于間隙固溶體，硬度略高于α相，硬化效果有限，但高密度交錯分布的α′相會造成位錯塞積。在TC4合金中，初生α相屬于軟相，初生α相的減少和高密度位錯塞積往往會導(dǎo)致硬度上升。由圖6可知，當(dāng)溫度超過950℃后，隨著固溶溫度的增加，硬度增幅更加顯著。這是因為當(dāng)固溶溫度接近相變點時，初生α相向高溫β相轉(zhuǎn)變的速度更快，室溫組織中有更多交錯分布的針狀α′相。

2.2.2 固溶時間對硬度的影響

從圖6可知，隨著保溫時間的延長，TC4合金組織的硬度有上升的趨勢，但并不明顯，主要原因是高溫平衡狀態(tài)下固溶溫度是α相比例的決定性因素。由圖4也可看出，保溫時間的延長只會導(dǎo)致少量α相轉(zhuǎn)變成高溫β相，所以室溫組織中針狀α′相的增加有限，導(dǎo)致硬度不會發(fā)生明顯的變化。

圖6 TC4合金經(jīng)不同固溶處理、水冷后的顯微硬度Fig.6 Microhardness of the TC4 alloy after different solution treatments and water cooling

2.2.3 冷卻方式對硬度的影響

圖7是不同冷卻方式下TC4合金的顯微硬度。可以發(fā)現(xiàn)，在同一固溶溫度下，TC4合金的硬度隨著冷卻速率的減小呈降低趨勢。這種變化趨勢主要與組織的變化有關(guān)。當(dāng)在925℃和975℃水冷后，組織由一定量的初生α相和針狀α′相組成，此時硬度最大，分別為359、389 HV0.2；空冷后，α相尺寸和體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，β轉(zhuǎn)變組織變?yōu)榇紊料嗯c剩余β相組成的片層組織，硬度減小至318、327 HV0.2；爐冷后組織變成全等軸組織，硬度值分別降至297、301 HV0.2。

圖7 TC4合金經(jīng)不同溫度固溶60 min、不同方式冷卻的顯微硬度Fig.7 Microhardness of the TC4 alloy solution treated at different temperatures for 60 min and cooled with different methods

3 結(jié)論

1）隨著固溶溫度升高，水冷后TC4合金組織經(jīng)歷了從等軸組織到雙態(tài)組織到全馬氏體組織的變化過程。組織中初生α相體積分?jǐn)?shù)減少，α′相數(shù)量增加，顯微硬度逐漸上升。達(dá)到高溫平衡狀態(tài)時，固溶溫度是相比例的決定性因素，延長保溫時間對TC4合金顯微組織和硬度的影響不明顯。

2）隨著冷卻速度降低，室溫組織中初生α相尺寸和數(shù)量增加，β轉(zhuǎn)變組織由交錯分布的α′相逐漸變?yōu)榇紊料嗯cβ相的片層組織，硬度下降；爐冷后硬度進(jìn)一步下降。