深冷處理時間對TC4鈦合金微觀組織結構及力學性能的影響

李曉琛， 王世穎， 陳智棟,2

(1.常州大學 材料科學與工程學院，江蘇 常州 213164； 2.常州大學 石油化工學院，江蘇 常州 213164)

在眾多鈦合金中，TC4雙相鈦合金具有良好的力學性能和加工性能而被廣泛的應用于航空航天領域以及醫(yī)療領域[1]。隨著需求的日益增長，傳統(tǒng)的TC4雙相鈦合金的力學性能需要一些后續(xù)的加工方法進行提升。目前，深冷處理技術作為一種低成本而有效的處理手段被眾多研究者使用[2]。深冷處理技術是近十年以來提出的提升材料力學性能的一種處理手段，科研學者研究表明，深冷處理會影響材料的微觀組織結構，通過調控晶粒尺寸，改變相分布[3-4]。通常來說，微觀組織結構的變化，會使得力學性能發(fā)生一定的變化。AKHBARIZADEH等[5]研究發(fā)現(xiàn)對1.2080工具鋼的深冷處理可以促進從殘余奧氏體到馬氏體的相變并形成細分散和均勻分布的碳化物顆粒。MA等[6]發(fā)現(xiàn)，深冷處理的銅鋯合金內部馬氏體數(shù)量遠超過處理前。張玉婷等[7]以W6Mo9Cr4VCo8(簡稱W6)高速鋼為研究對象,通過研究深冷處理工藝對高速鋼殘余應力的影響規(guī)律，利用極差分析法對深冷處理工藝參數(shù)進行一定程度的優(yōu)化。通過研究發(fā)現(xiàn)，深冷處理將淬火后的殘余拉應力狀態(tài)調整為壓應力，優(yōu)化后的深冷處理工藝組合為深冷溫度150 ℃、深冷保溫時間為12 h以及深冷次數(shù)為2次。經(jīng)深冷處理后的W6高速鋼在晶格缺陷處析出大量的細小碳化物會阻礙晶粒的位錯運動導致相鄰晶粒之間變形量減少，細小碳化物均勻分布將減少位錯應力最終影響宏觀殘余應力。過去深冷處理的研究重要集中在Mn鋼、碳鋼等材料，對鈦合金的研究相對較少。近期，GU等[8-9]對β鈦合金進行深冷處理，發(fā)現(xiàn)深冷處理可以促進鈦合金中相的轉變。但對于TC系鈦合金的深冷處理，尤其是深冷時間對其微觀組織與力學性能的影響規(guī)律缺乏系統(tǒng)的研究。因此，研究通過對TC4雙相鈦合金進行不同時間的深冷處理，探究深冷處理時間對材料的微觀組織結構以及力學性能的影響。

1 實驗部分

1.1 實驗材料

實驗基本材料為退火態(tài)TC4雙相鈦合金，成分見表1，利用線切割機分別將基體材料加工成長×寬×高分別為10 mm × 10 mm × 2.6 mm 的塊狀樣品以及截面長×寬為3 mm × 2.6 mm，標距為8 mm骨頭狀樣品，樣品完成切割以后，將樣品先進行清水沖洗，然后將樣品浸入無水乙醇中并且進行超聲除油，超聲時間約為15 min，超聲結束后吹干，在砂紙上進行打磨以去除樣品表面的缺陷以及雜質，直到表面露出銀白色金屬光澤。

表1 TC4雙相鈦合金的成分Table 1 Chemical compositions of TC4 dual-phase titanium alloy%

1.2 實驗步驟

1.2.1 深冷處理

深冷處理采用直接液氮浸漬法，將切割好的TC4樣品直接浸入到液氮(-196 ℃)中，分別保溫6，12，18，24，36 h后，將樣品取出放置在室溫環(huán)境下，恢復至室溫。

1.2.2 微觀組織結構表征

將塊狀樣品先依次使用200～2 400#砂紙打磨表面，即RD-TD平面(RD為軋制方向，TD為橫向，無特殊說明，文中表面均指該平面)，使其表面平整光滑，且留下2 400#砂紙的打磨劃痕，最后機械拋光與腐蝕交替進行。拋光液采用質量分數(shù)為30%的過氧化氫溶液和二氧化硅粉末混合溶液；腐蝕液為V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶4∶45配置的混合溶液，腐蝕時間約為20 s。該交替過程重復4～5次即可完成試樣制備，吹干后，用于后續(xù)組織結構的表征。

使用金相顯微鏡(PG-2C)在400倍數(shù)下，采取截線法對視場內晶粒尺寸進行統(tǒng)計，為保證統(tǒng)計結果具有代表性，總觀察面積長×寬為150 μm×100 μm，晶粒100個。采用掃描電子顯微鏡(JEOL，JSM-6360LA)，在20 kV的加速電壓下通過二次電子像對樣品進行形貌觀察，統(tǒng)計樣品中α，β兩相體積分數(shù)。

1.2.3 力學性能表征

依次使用200～2 400# 砂紙打磨樣品表面，直到樣品表面平整。而后采用30%過氧化氫溶液和二氧化硅粉末(粒徑約為60 nm)的混合液進行拋光，直至樣品表面光亮。對樣品中心區(qū)域進行硬度測試，實驗加載力選取0.98 N，加載時間為15 s，每個樣品選擇12個點進行測試，最后取平均值。

將骨頭狀拉伸樣品進行細磨，再次清洗吹干后在常溫下進行拉伸試驗，拉伸速率為1.0×10-3s-1，拉伸方向平行于軋制方向?？紤]實驗誤差的因素，每組樣品準備4根樣條進行拉伸。

2 結果與討論

2.1 深冷時間對微觀組織結構的影響

2.1.1 深冷時間對晶粒尺寸的影響

(a) 原始樣品

(b) 深冷6 h

(c) 深冷12 h

(d) 深冷18 h

(e) 深冷24 h

(f) 深冷36 h 圖1 TC4雙相鈦合金在不同時間深冷處理后的微觀組織圖Fig.1 Microstructures of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

圖2 TC4雙相鈦合金在不同時間深冷處理后的晶粒尺寸Fig.2 Grain size of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

圖3 TC4雙相鈦合金在不同時間深冷處理后的XRD圖Fig.3 XRD diagram of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different timess

圖4 TC4雙相鈦合金在不同時間深冷處理后的半高寬峰值強度變化Fig.4 FWHM peak of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

2.1.2 深冷時間對兩相體積分數(shù)的影響

TC4雙相鈦合金在深冷不同時間后微觀組織的掃描電鏡照片(SEM)如圖5所示。圖5(a)為原始樣品，其中黑色部分為α相，體積分數(shù)為89.87%，白色部分為β相，體積分數(shù)為10.13%。圖5(b)～圖5(f)分別對應深冷6，12，18，24，36 h后樣品的微觀組織。圖6為圖5中不同深冷時間條件下對應的β相體積分數(shù)統(tǒng)計圖,隨著深冷時間的延長，β相體積分數(shù)逐漸下降，轉變?yōu)棣料?。對圖5和圖6綜合分析發(fā)現(xiàn)，β相體積分數(shù)的變化分為2個階段；第1階段為0～12 h，在第1階段內，β相體積分數(shù)由10.13%下降到6.9%，下降幅度為31.9%；第2階段為12～18 h，在第2階段內，β相體積分數(shù)由6.9%下降到6.4%，下降幅度為7.2%。第1階段β相體積分數(shù)的下降幅度較大，相轉變的趨勢較為明顯。隨著深冷時間的延長，體積收縮和晶格畸變加劇了材料內部變形能的堆積，可以產生大量位錯和亞晶結構，導致了晶體處于不穩(wěn)定狀態(tài)。當樣品從深冷環(huán)境取出后，樣品內部通過回復自發(fā)回到低能量狀態(tài)，并導致了β相向α相轉變[10, 12]。在位錯增殖和運動過程中，亞穩(wěn)態(tài)β相沿位錯線分解并且新的α相會在β相分解的地方形核；12 h后，體系內部亞穩(wěn)相β已經(jīng)被消耗完畢，材料趨于穩(wěn)定，繼續(xù)延長深冷處理的時間也不會對β相向α相的轉變產生明顯的促進作用，所以造成了第2階段β相體積分數(shù)下降幅度較少。

(a) 原始樣品

(b) 深冷6 h

((c) 深冷12 h

(d) 深冷18 h

((e) 深冷24 h

(f) 深冷36 h圖5 TC4雙相鈦合金在深冷不同時間后的微觀組織掃描電鏡圖Fig.5 Microstructure of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

圖6 TC4雙相鈦合金在深冷不同時間后的β相體積分數(shù)變化Fig.6 Changes of β-phase volume fraction of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

2.2 深冷時間對力學性能的影響

深冷不同時間后硬度變化如圖7所示。在深冷前期0～12 h時，硬度逐漸上升，由360.46 HV上升到430.99 HV。繼續(xù)增加深冷時間，硬度在18 h出現(xiàn)了小幅度的下降，并在隨后的深冷過程中，硬度幾乎沒有明顯變化。

圖7 TC4雙相鈦合金在深冷不同時間后顯微硬度的變化Fig.7 Changes in microhardness of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

深冷不同時間后的抗拉強度如圖8所示，在深冷前期0～12 h時，抗拉強度由1 125 MPa上升到1 270 MPa，達到最大值；12 h之后，抗拉強度出現(xiàn)小幅下降，并在36 h時趨于平穩(wěn)。圖8(b)為不同深冷時間后的斷裂延伸率，在深冷前期12 h時對應的延伸率為16.5%；在深冷18 h時，取得了深冷階段延伸率的最大值，為19%。繼續(xù)增加深冷時間，延伸率有小幅度的下降，最終趨于平穩(wěn)。

(a) 抗拉強度

(b) 延伸率圖8 TC4雙相鈦合金在深冷不同時間后拉伸力學性能的變化Fig.8 Changes in tensile mechanical properties of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

通過對力學性能與微觀組織結構綜合分析可以發(fā)現(xiàn)，深冷12 h時，雖然晶粒尺寸不是最細，β相體積分數(shù)不是最小，但無論晶粒尺寸還是 β 相體積分數(shù)都達到穩(wěn)定。從力學性能變化中可以發(fā)現(xiàn)，深冷12 h后的樣品獲得了最有益的綜合力學性能。在0～12 h這一深冷階段，晶粒尺寸和β相體積分數(shù)都下降得比較快，這是由于冷壓縮變形對于晶粒尺寸的作用比較明顯，而此時較弱的局部回復對于整體晶粒尺寸的影響不明顯，所以在此階段晶粒尺寸有明顯的下降。同時，在此階段，樣品內亞穩(wěn)態(tài)β相含量相對較高，所以深冷過程中有更多的亞穩(wěn)相趨于向穩(wěn)定狀態(tài)轉變，在第一階段內β相體積分數(shù)下降得較明顯。而在12 h之后，樣品還可能存在明顯的局部回復作用[13]，因此，更長的深冷過程中晶粒尺寸下降得較慢。同時，在此階段，亞穩(wěn)相β已經(jīng)基本在12 h的深冷處理中被消耗完畢，達到平衡穩(wěn)定狀態(tài)，因此，即使深冷超過12 h，β相的體積分數(shù)幾乎沒有變化。材料在深冷12 h后，抗拉強度和硬度有一定的下降，延伸率上升，主要受局部回復作用的影響。

3 結 論

TC4雙相鈦合金在經(jīng)過深冷處理后微觀組織結構和力學性能發(fā)生了明顯的變化。

1) 隨著深冷時間的延長，晶粒尺寸和β相體積分數(shù)呈下降趨勢，主要分為兩個階段，在初期階段(0～12 h)下降明顯，晶粒尺寸下降了約12%，β相體積分數(shù)下降了31.9%；12～36 h后下降趨于平緩，晶粒尺寸下降了約4.9%，β相體積分數(shù)下降了7.2%。這是由于在深冷前期，體系內部不穩(wěn)定的晶粒相對較多，在冷壓縮力的作用下發(fā)生破碎，晶粒得到細化，而局部回復作用不明顯，對整體晶粒尺寸的影響較小，兩者共同作用使得晶粒細化明顯。12 h之后，局部回復作用比較明顯，并且體系內部不穩(wěn)定的晶粒經(jīng)過初期的深冷處理已經(jīng)明顯減少，所以，在深冷后期過程中，晶粒尺寸下降較不明顯。

2) 隨著深冷時間的延長，β相體積分數(shù)逐漸減少，向α相轉變。在深冷初期，材料內部存在的亞穩(wěn)相β相對較多，β相體積分數(shù)下降了31.9%。而在深冷后期，體系內部的亞穩(wěn)相β基本被消耗完畢，達到平衡穩(wěn)定狀態(tài)，所以在深冷后期兩相體積分數(shù)沒有明顯的變化。

3) 深冷12 h時，材料的綜合力學性能最好，抗拉強度為1 270 MPa，延伸率為16.5%。在12 h以后，局部回復作用越發(fā)明顯，晶粒尺寸下降趨勢逐漸變小，并且亞穩(wěn)態(tài)β相在深冷12 h后基本被消耗完畢，體系內部基本不發(fā)生相的轉變，因此，材料在深冷超過12 h以后，抗拉強度有所下降，隨后趨于穩(wěn)定。而延伸率在深冷18 h時取得最大值19%，在后續(xù)的深冷過程中，延伸率變化不大，先是下降，隨后也是趨于穩(wěn)定。