固溶和時(shí)效溫度對(duì)鑄態(tài)TC18 合金組織性能的影響

牟芃威，呂書鋒，杜趙新

（內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)理學(xué)院,內(nèi)蒙古 呼和浩特 010051）

0 引言

TC18 鈦合金是一種典型的α+β 型兩相鈦合金，因其具備比強(qiáng)度高、抗疲勞性能優(yōu)良、熱處理淬透性好和強(qiáng)韌性匹配度高等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)結(jié)構(gòu)件等航空航天領(lǐng)域[1?3]。組織決定性能，性能決定用途，TC18 鈦合金顯微組織對(duì)熱處理溫度與時(shí)間的反應(yīng)極為敏感與復(fù)雜，其中α-Ti 作為析出相在形貌尺寸方面受到不同熱處理工藝的影響，另一方面不同的α 相對(duì)合金的力學(xué)性能也起著至關(guān)重要的作用[4?8]。那么，關(guān)于鑄態(tài)TC18 鈦合金由熱處理工藝到析出顯微組織的差異性，再到不同顯微組織對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能的不同，三者之間的密切聯(lián)系還有待研究與探索。筆者采用不同的固溶及時(shí)效處理溫度，對(duì)TC18 鑄態(tài)試樣進(jìn)行強(qiáng)化熱處理，通過顯微組織和性能的對(duì)比，分析固溶及時(shí)效熱處理溫度對(duì)合金顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，探究由工藝到組織再到力學(xué)性能的調(diào)控機(jī)制。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為鑄態(tài)的TC18 鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，TC18 合金的原始組織如圖1 所示，合金總體由等軸的、粗大的β 晶粒(如圖1（a）)以及晶粒內(nèi)部細(xì)小的α 相組成(如圖1（b）)。此類α 相為典型的網(wǎng)籃組織，由板條狀的α 相和一些尺寸更小、形狀更細(xì)的針狀α 相組成。

一般來說，鈦合金中次生α 相的析出需要合金體系中形成一定的過冷度[3]，而過冷度的形成則是需要固溶與時(shí)效之間的溫度差來構(gòu)造。所以筆者首先將試樣在750～850 ℃固溶溫度下保溫1.5 h，空冷至室溫。再將固溶后的合金分別在490～570 ℃溫度下進(jìn)行單級(jí)時(shí)效處理，保溫時(shí)間為3 h，空冷至室溫，熱處理試驗(yàn)使用普通立式箱式電阻爐。使用FEI quanta650 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行微觀組織的觀察與分析，用顯微硬度計(jì)測(cè)量維氏硬度(載荷均為1 500 g，持續(xù)時(shí)間均為10 s)，使用電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸。試樣具體熱處理工藝如圖2所示。

圖2 TC18 鈦合金熱處理工藝示意Fig.2 Schematic diagram of heat treatment process of TC18 alloy

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 固溶溫度對(duì)TC18 合金組織和性能的影響

圖3 為TC18 合金經(jīng)過750、800、850 ℃固溶處理后的顯微組織SEM 形貌。從圖3 可以看到，其顯微組織都是由短棒狀及板條狀的初生α 相(αp)和β 基體組成，說明圖2 中的固溶溫度全部屬于(α +β)兩相區(qū)固溶。固溶處理過后整體而言，合金中細(xì)小的針狀α 相最大限度地融入到了作為固溶體的β相中，并且隨著固溶溫度的升高，初生α 相的數(shù)量肉眼可見的減少，同時(shí)伴隨著棒狀的初生α 相寬度尺寸方向上的長(zhǎng)大。然后在一個(gè)較快的冷卻方式下（空冷），第二相析出受到抑制，發(fā)生了非平衡轉(zhuǎn)變[9]，最終形成帶有初生α 相的過飽和固溶體。

圖4 為TC18 合金在750、800、850 ℃固溶處理后的拉伸性能和硬度值變化曲線。觀察圖4 可以發(fā)現(xiàn)，隨著固溶溫度的升高，強(qiáng)度和硬度整體呈下降的趨勢(shì)。結(jié)合圖3 分析可知，初生α 相數(shù)量的減少是合金強(qiáng)度、硬度下降的原因。一方面，大量的α相留存基體會(huì)產(chǎn)生一定程度的晶格畸變，增大了位錯(cuò)滑移的阻力，有利于合金的強(qiáng)化[10]。而且初生α相數(shù)量的減少還會(huì)導(dǎo)致α/β 相界面減少，進(jìn)而削弱了第二相強(qiáng)化效果[11]。另一方面，相比于體心立方結(jié)構(gòu)的β 相，密排六方結(jié)構(gòu)的α 相具有更高的硬度，原子排列相對(duì)更為緊密，所以α 相的減小在宏觀上直接表現(xiàn)為硬度的降低。

圖4 TC18 合金不同固溶處理后的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of TC18 alloy after different solution treatments

2.2 時(shí)效溫度對(duì)TC18 合金組織和性能的影響

圖5 為750 °C 固溶后，TC18 合金在490～570 ℃時(shí)效處理后的顯微組織。時(shí)效溫度為490 ℃時(shí)，針狀的次生α 相（αS）以密集彌散型的方式從板條狀初生α 相之間的β 基體中析出。時(shí)效溫度為530 ℃時(shí)可以觀察到次生α 相的尺寸略有增加，并且次生α 相的含量也略有減少，這是因?yàn)闀r(shí)效溫度的升高增加了β 基體中的空位濃度以及原子擴(kuò)散速率，因此造成了基體過飽和度下降趨勢(shì)的減慢，相變驅(qū)動(dòng)力下降，從而導(dǎo)致次生α 相從β 基體中析出較之前更加困難，最終顯微組織觀察的結(jié)果為次生α 相尺寸有所增大，但是體積略有減小。時(shí)效溫度為570 ℃時(shí)次生α 相的尺寸進(jìn)一步增大，含量較530 ℃時(shí)效后略有減小。值得一提的是，隨時(shí)效溫度逐漸升高，個(gè)別初生α 相（αP）的尺寸有所增大，這可能得益于時(shí)效溫度的升高，溶質(zhì)原子遷移速率增加，最終導(dǎo)致原有的αP發(fā)生晶粒長(zhǎng)大的現(xiàn)象。圖6、7 分別為800、850 ℃固溶條件下，不同時(shí)效溫度處理過后的顯微組織圖片，可以發(fā)現(xiàn)其顯微組織的演化規(guī)律與750 ℃固溶條件下的演變規(guī)律一致，即次生α 相尺寸增大，含量略有減小，并且個(gè)別初生α 相尺寸略有增大。

圖5 750 ℃固溶后不同時(shí)效溫度的顯微組織SEM 形貌Fig.5 SEM images of TC18 after 750 °C solution and then aging at different temperatures

圖6 800 ℃固溶后不同時(shí)效溫度的顯微組織SEM 形貌Fig.6 SEM images of TC18 after 800 ℃ solution and then aging at different temperatures

圖7 850 ℃固溶時(shí)效后的顯微組織SEM 形貌Fig.7 SEM images of TC18 after 850 ℃ solution then aging at different temperatures

圖8 為TC18 合金在490～570 ℃時(shí)效后的硬度變化曲線。從圖8 可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)固溶溫度相同時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，合金硬度整體呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。由圖5～7 可知，次生α 相的數(shù)量呈現(xiàn)出減少的趨勢(shì)，且分布密度逐漸降低，這將導(dǎo)致時(shí)效強(qiáng)化的作用減弱，且阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的界面也減少[12]，從而導(dǎo)致了硬度下降。α 相的硬度顯著高于β 基體的硬度，數(shù)量更多，密度更大的α 相可以促進(jìn)合金硬度的大幅提升[13]。

圖8 時(shí)效溫度對(duì)硬度的影響Fig.8 Effect of aging temperature on hardness of TC18

對(duì)不同時(shí)效處理后的TC18 合金進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，得到其應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖9 所示。一般來說，合金強(qiáng)度隨著次生α 相數(shù)量的增加而增大，這是由于時(shí)效過程形成的大量次生α 相是鈦合金的強(qiáng)化機(jī)制，次生α 片層能夠有效阻礙變形過程中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高合金強(qiáng)度[14]。由圖9 可知，拉伸曲線幾乎都未到達(dá)屈服點(diǎn)而發(fā)生斷裂，前文贅述雖然α 相作為強(qiáng)化相，其尺寸形貌嚴(yán)重影響合金的力學(xué)性能，但是作為結(jié)構(gòu)材料來說，基體晶粒尺寸也同樣影響著宏觀力學(xué)性能。試驗(yàn)中合金初始組織為鑄態(tài)組織，并未經(jīng)過晶粒細(xì)化的處理，所以過大的晶粒尺寸導(dǎo)致材料整體表現(xiàn)為脆性，塑性較差，再加上后續(xù)的固溶處理使得晶粒進(jìn)一步增大，最終導(dǎo)致拉伸過程中發(fā)生脆性斷裂。

在530 ℃時(shí)效溫度下，不同固溶溫度對(duì)時(shí)效合金組織的影響如圖10 所示。隨著固溶溫度的升高，初生α 相的數(shù)量逐漸減少，次生α 相的分布密度逐漸增大。結(jié)合圖8 可知，相同時(shí)效溫度下，固溶溫度越高，次生α 相的分布密度越大，合金的硬度就越大。固溶溫度通過影響β 相中合金元素的含量進(jìn)而影響次生α 相的形態(tài)和分布[15]。初生α 相能提高β 基體的穩(wěn)定性，降低后續(xù)時(shí)效中形成次生α 相的驅(qū)動(dòng)力[16]，初生α 相數(shù)量的增加將導(dǎo)致時(shí)效強(qiáng)化效果減弱。

圖10 530 ℃時(shí)效溫度，不同固溶溫度下的組織SEM 形貌Fig.10 SEM images of TC18 after solution treatment at different termparature and then aging at 530 ℃

3 結(jié)論

1) 隨著固溶溫度的升高，初生α 相逐漸溶解進(jìn)基體中，且伴隨著初生α 相的減少，合金的強(qiáng)度與硬度整體呈現(xiàn)出下降趨勢(shì)。

2) 在相同的固溶溫度下，隨著時(shí)效溫度的增加，次生α 相的尺寸逐漸增大，數(shù)量略有減小，這是由于逐漸升高的時(shí)效溫度降低了相變驅(qū)動(dòng)力，使得基體過飽和度下降的速度減慢。

3) 當(dāng)時(shí)效溫度相同時(shí)，固溶溫度的增加使得次生α 相的分布密度逐漸增大，宏觀表現(xiàn)為合金硬度的增大。