0.   引言

鈦及鈦合金具有焊接性能良好以及耐高溫、耐低溫、生物兼容性十分優異等特性,一直受到航空航天、化工、生物醫學等領域的廣泛關注[1-2]。其中,TC16鈦合金因β穩定元素含量較高而具有高的強度以及良好的淬透性[3-4],主要用于制造航空領域中的承重件以及緊固件等[5-6]。目前,關于TC16鈦合金熱處理工藝的研究較多[7-9],多數為退火工藝相關的研究,其次為固溶時效相關的研究,但在固溶時效工藝中,其設置的固溶溫度主要是以兩相區溫度為主,鮮有關于單相區固溶溫度的研究。研究經單相區溫度固溶處理后合金的組織與力學性能,能夠為實際生產中由于操作不當、工藝參數錯誤以及爐溫不穩定等造成的組織粗大提供分析依據,從而避免合金出現失效現象。此外,目前對TC16鈦合金力學性能的研究也均以拉伸性能為主,少有其他力學性能的研究。隨著TC16鈦合金被廣泛用于制造航空航天領域中的航天器、發動機部件等以及汽車工業領域的汽車發動機、底盤及其他關鍵零部件等,對該合金沖擊韌性的要求越來越高,TC16鈦合金需能在沖擊載荷作用下發生一定的塑性變形而不斷裂,從而有助于結構吸收沖擊能量并使結構免遭破壞。基于此,作者對TC16鈦合金進行了不同溫度的固溶處理及相應的時效處理,研究了固溶溫度對合金顯微組織以及沖擊韌性的影響,以期為優化TC16鈦合金的熱處理工藝提供理論和試驗依據。 

1.   試樣制備與試驗方法

以0A級小顆粒海綿鈦和中間合金為原料,在真空自耗電弧爐中熔煉制成鑄錠,再經單相區開坯鍛造、兩相區多次鍛造、熱軋、冷軋等工藝,得到對邊距離為14 mm的TC16鈦合金六角棒；該鈦合金的化學成分（質量分數/%）為3.3Al,4.9Mo,4.5V,0.15Fe,0.11O,余Ti。由連續升溫金相法得到該合金的相變點溫度為867 ℃,據此選擇在兩相區溫度（840,860 ℃）與單相區溫度（880 ℃）下對試驗合金進行2 h固溶處理,水冷,再進行560 ℃×8 h時效處理,空冷。 

在固溶時效處理后的試驗合金上截取金相試樣,經打磨、拋光,用由體積比1∶2∶5的HF、HNO3、H2O組成的溶液腐蝕后,采用OLS-5000型光學顯微鏡觀察顯微組織。采用Advance型X射線衍射儀（XRD）對試驗合金的物相組成進行分析,采用銅靶,Kα射線,工作電壓為40 kV,工作電流為40 mA,掃描范圍為20°~80°,掃描速率為10（°）·min−1。按照GB/T 229—2020,在試驗合金上截取如圖1所示的沖擊試樣,采用LF5255型沖擊試驗機進行室溫沖擊試驗,每組熱處理工藝測3個試樣取平均值,由沖擊吸收能量除以試樣缺口底部橫截面積即得到沖擊韌性值。采用Nano SEM 50型掃描電鏡（SEM）觀察沖擊斷口形貌。 

圖  1  沖擊試樣的尺寸

Figure  1.  Size of impact specimen

2.   試驗結果與討論

2.1   對物相組成的影響

鈦合金中初生α相的晶體結構為密排六方結構,經β相轉變形成的α'相的晶體結構同樣也為密排六方結構[11],點陣常數相似的α相與α'相在XRD譜中的衍射峰十分相近,難以進行有效區分。由圖2可見,固溶處理后的合金組織主要由α相與α"相組成,且固溶溫度越高,α相與α"相含量越多。在固溶處理過程中β相轉變為α相、α'相以及α"相,即β相發生馬氏體相變,其中形成α相的過程為無擴散相變,形成α'相和α"相的過程為切變相變。在加熱后的冷卻過程中,當原子在β相內的移動距離較遠時,組織中會形成α'相,而當原子移動距離較近時,組織中會形成α"相,α"相的晶體結構為斜方結構[11,13]。由于TC16鈦合金中包含較多的鉬元素和釩元素,冷卻過程中的β相在切變時受到的阻礙較大,難以轉變為具有密排六方結構的α'相,而會轉變成斜方α"相,因此經固溶處理后試驗合金組織中主要形成α相與α"相。在固溶溫度升高的過程中,更高的溫度會使溶質在溶劑中的溶解度更大,這意味著可以溶解更多的溶質形成過飽和固溶體,同時α相向β相轉變得更徹底,組織中形成更多的β相。此外,固溶溫度越高,合金在冷卻過程中產生的過冷度越大,即β相發生相變的驅動力越大,從而形成更多的α相與α"相,因此固溶溫度越高,α相與α"相含量越高。在隨后的時效過程中,由于α"相為亞穩定相,會發生分解,最終形成α相與β相,此時的α相通常會以初生α相（αp相）以及次生α相（αs相）的形式存在。綜上,合金經固溶處理后,組織中主要形成α相與α"相,二者含量隨著固溶溫度升高而增加；再經時效處理后,組織中主要形成α相與β相,二者含量同樣隨固溶溫度的升高而增加。 

圖  2  不同工藝處理后試驗合金的XRD譜

Figure  2.  XRD patterns of test alloy treated by different processes: (a) solution at different temperatures and (b) solution at different temperatures and aging at 580 ℃

2.2   對顯微組織的影響

由圖3可見,經840 ℃固溶處理后,試驗合金的組織主要由大量αp相構成,其形貌以等軸狀為主,同時鈦基體中還均勻分布著大量細小針狀α相和α"相（位置A）。當固溶溫度升至860 ℃后,αp相的含量以及尺寸均有所降低,等軸化程度增強。當固溶溫度升高到880 ℃后,αp相完全消失,針狀α相和α"相含量增加。在加熱過程中,αp相轉變為β相,αp相含量降低,尺寸減小,其形貌逐漸等軸化,當溫度升至單相區（880 ℃）保溫2 h后,αp相完全轉變為β相,在隨后的冷卻過程中,β相轉變為針狀α相和α"相[10]。 

圖  3  不同溫度固溶處理后試驗合金的顯微組織

Figure  3.  Microstructures of test alloy after solution at different temperatures

由圖4可見,與固溶態試驗合金相比,固溶時效態試驗合金基體上出現大量αs相,αp相含量和尺寸無明顯變化。經固溶處理后組織中形成大量α"相以及過飽和固溶體,在時效過程中,過飽和固溶體發生脫溶轉變形成細小針狀αs相,亞穩定α"相分解形成大量細小針狀αs相以及β相[11],αs相相互交錯均勻分布于基體中。隨著固溶溫度的升高,時效過程中形成的αs相含量增加。在固溶時效工藝中,固溶工藝通常能夠有效調整組織的形態,而時效處理的作用主要為強化。時效過程會將固溶階段形成的亞穩定α"相分解,形成尺寸細小的αs相,αs相的含量和尺寸主要受到固溶溫度和時效溫度的影響[12]：固溶溫度越高,組織中形成的亞穩定α"相含量越高,在時效過程中會分解出更多的αs相,增加時效強化作用；在時效階段,適當的溫度下時效時會析出大量彌散分布的細小針狀αs相,形成優異的強化作用,但過高的時效溫度會使αs相尺寸增大,弱化強化作用。 

圖  4  不同溫度固溶和560 ℃時效處理后試驗合金的顯微組織

Figure  4.  Microstructures of test alloy after solid solution at different temperatures and aging at 560 ℃

2.3   對沖擊韌性的影響

由圖5可見,隨著固溶溫度的升高,固溶處理后試驗合金的沖擊吸收能量和沖擊韌性值均增加,而再經時效處理后,沖擊吸收能量與沖擊韌性值均減小,且隨固溶溫度的升高而不斷降低。衡量合金沖擊性能的指標包括沖擊韌性值和沖擊吸收能量,其中沖擊吸收能量主要由裂紋萌生階段的塑性變形能量以及裂紋擴展階段的吸收能量組成,前者為主要能量,后者為次要能量[14]。合金組織中α相含量、尺寸和形貌影響著裂紋萌生階段的塑性變形能量和裂紋擴展階段的吸收能量,從而影響合金的沖擊韌性以及斷裂機制[15]。隨著固溶溫度的升高,試驗合金中析出的α"相含量增加,而α"相會對組織起到軟化作用[14],導致在裂紋萌生階段形成較大的塑性變形區,吸收更多的能量。固溶溫度的升高還會導致初生α相含量減少,由于初生α相能夠激活大量的滑移系,其含量減少會導致裂紋擴展路徑更加曲折,增加裂紋擴展階段的吸收能量。隨著固溶溫度的升高,溶質原子的溶解程度增大,導致位錯在移動過程中受到的阻力減小,進一步增加裂紋在萌生階段所吸收的能量。因此,合金的沖擊韌性隨固溶溫度升高而增強。在時效過程中,組織中的α"相發生分解并形成αs相,α"相的分解會導致組織失去軟化效果,且形成的αs相較硬,因此固溶時效后合金的沖擊韌性整體降低[16]。αs相的存在會使合金在裂紋萌生階段出現應力集中以及微尺度應變不相容現象,使得施加很小的外應力就會引起微空洞形核,因此裂紋萌生階段吸收的能量較低[17]；同時也會使裂紋擴展方向發生改變,并出現擴展間斷不連續現象,從而增加擴展過程吸收的能量。隨著固溶溫度的升高,時效處理后合金組織中的αs相含量增加,導致裂紋萌生階段吸收的能量下降而裂紋擴展階段吸收能量增大,而裂紋萌生階段吸收的能量起主導作用[18],因此合金沖擊韌性降低。 

圖  5  不同工藝處理后試驗合金的沖擊韌性

Figure  5.  Impact toughness of test alloy treated by different processes: (a) solution at different temperatures and (b) solution at different temperatures and aging at 580 ℃

2.4   對沖擊斷口形貌的影響

由圖6可見：840 ℃固溶處理后試驗合金的沖擊斷口分布著大量韌窩；隨著固溶溫度升高至860 ℃,韌窩數量減少。在沖擊試驗中,組織中產生的晶界滑移會引起αp相的變形以及位錯運動,隨著試驗過程的進行,晶界處的位錯堆積以及變形程度逐漸增大,最終在晶界處形成韌窩。αp相含量越高,晶界數量越多,晶界處的位錯堆積和變形程度增加。隨著固溶溫度的升高,組織中αp相含量降低,因此沖擊斷口中的韌窩數量減少[19]。當固溶溫度位于單相區（880 ℃）時,沖擊斷口主要由解理面組成,并存在少量細小的淺韌窩。880 ℃固溶處理后組織中的αp相完全溶解,導致沖擊過程中組織的協調性較差,裂紋擴展后斷口呈解理面形貌,試驗合金發生脆性斷裂。 

圖  6  不同溫度固溶處理后試驗合金的沖擊斷口SEM形貌

Figure  6.  SEM morphology of impact fracture of test alloy after solution at different temperatures

由圖7可見,經固溶和時效處理后,試驗合金的沖擊斷口形貌與固溶處理后的基本相同,即當固溶溫度較低時,斷口中韌窩數量較多,隨著固溶溫度的升高,斷口形貌由韌窩向解理面轉變。然而,經固溶和時效處理后,沖擊斷口中還出現了二次裂紋,其數量隨著固溶溫度的升高而增加。沖擊形成的裂紋在擴展過程中與αs相相遇后,在組織的局部易產生應力集中,從而導致微裂紋的擴展,形成二次裂紋[18]。隨著固溶溫度的升高,時效處理后的組織中αs相含量增加,因此二次裂紋數量增加。 

圖  7  不同溫度固溶和580 ℃時效處理后試驗合金的沖擊斷口SEM形貌

Figure  7.  SEM morphology of impact fracture of test alloy after solution at different temperatures and aging at 580 ℃

3.   結論

（1）不同溫度經固溶處理后TC16鈦合金組織主要由α相與α"相組成,再經580 ℃時效處理后,主要由α相和β相組成。隨著固溶溫度的升高,固溶態組織中的初生α相含量降低,尺寸減小,等軸化程度增強,針狀α相和α"相含量增加,當固溶溫度升高到單相區（880 ℃）后,初生α相完全消失；時效處理后,組織中形成大量針狀次生α相,次生α相含量隨固溶溫度的升高而增加,而初生α相含量和尺寸與固溶態相似。 

（2）隨著固溶溫度的升高,固溶態合金的沖擊吸收能量和沖擊韌性值增加；時效態合金的沖擊吸收能量和沖擊韌性值小于固溶態合金,且二者隨固溶溫度升高而不斷降低。840 ℃固溶處理后試驗合金沖擊斷口分布著大量韌窩,隨著固溶溫度的升高,韌窩數量減少,當固溶溫度為880 ℃時,沖擊斷口主要由解理面組成；時效處理后的沖擊斷口中出現較多二次裂紋,其數量隨著固溶溫度的升高而增加。

文章來源——材料與測試網