熱處理對TC18粉末合金微觀組織及力學性能影響

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國家重點實驗室, 遼寧 沈陽 110022)(2.機械科學研究總院海西(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性能已經被廣泛應用于飛機起落架和機身框架結構中[1]。已有研究表明[2-4]，該合金的強化機制主要源于析出強化、固溶強化及位錯強化。此外，熱處理也會顯著影響TC18鈦合金的顯微組織及力學性能。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，發現雖然在近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]系統討論和分析了α相析出行為與β晶粒取向之間的關系。結果表明，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，合金的強度顯著提高，但塑性急劇降低。此外，侯智敏等[7]進一步研究了熱處理對TC18鈦合金大塊富α相區的影響。因此，合理調控熱處理制度對TC18鈦合金力學性能的優化至關重要。

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用。近些年來，隨著粉末冶金工藝和制粉技術的不斷完善和提高，粉末冶金熱等靜壓工藝已經被視為一種具有發展潛力的鈦合金制備方法。對比傳統制備方法，粉末冶金工藝可以實現產品的近凈成形，這不僅有效地提高了材料利用率，而且縮短了產品制造周期。據歐洲粉末協會統計[9]，通過優化包套結構設計，部分采用粉末冶金法制備的鈦合金構件的材料利用率可高達90%。重要的是，有研究表明應用粉末冶金工藝制備的鈦合金在力學性能上可媲美鈦合金鍛件產品[10]。遺憾的是，目前鮮見關于粉末冶金成形TC18鈦合金熱處理工藝的研究報道。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，進一步探討固溶溫度對該合金微觀組織和力學性能的影響，籍此豐富人們對鈦合金變形行為及損傷機制的認識，并為低成本制備具有優異綜合力學性能的粉末鈦合金提供參考。

1 實 驗

實驗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、鍛造以及機械加工等工序制備成制粉電極，然后采用等離子旋轉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粉末合金進行等速升溫差熱分析，以測量其相變點，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 ℃。據此，選取830、850、890 ℃ 3種固溶溫度(涵蓋α+β兩相區和β單相區)，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粉末合金進行物相分析，利用ZEISS Axio Vert A1型光學顯微鏡和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型電子萬能試驗機進行室溫拉伸實驗，其中拉伸試樣直徑為6 mm，標距為36 mm。采用WE-2005型顯微硬度計測定熱處理前后TC18粉末合金的顯微硬度。

2 結果與討論

2.1 TC18粉末合金微觀組織

圖3給出了熱等靜壓態TC18粉末合金的微觀組織。由圖3a可見，經熱等靜壓后，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，進而阻礙晶粒在HIP過程中進一步長大。這也解釋了為什么當前研究中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。綜上可見，在熱等靜壓過程中，晶界應該是α相優先形核位置。事實上，α相的析出過程本質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[12]。當冷卻速率很慢時，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，隨后向晶內長大，形成平直α相；相反，當冷卻速率較快時，晶內可能成為α相優先形核位置。在當前研究中，TC18合金粉末在(940±10) ℃(β相區)下進行燒結，基體已經充分再結晶形成具有適當尺寸的β相。接下來，在隨爐冷卻過程中，大角晶界作為優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α相形核成為主導形核機制，形核密度顯著提高，進而導致細小晶內α相形成。

圖4給出了熱等靜壓態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果相一致。對比β相，α相具有更高的衍射峰強度，表明合金中α相所占的體積分數較大。

圖4 熱等靜壓態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，當固溶溫度增加到890 ℃時，晶粒內部可觀察到α相。但僅通過光學顯微鏡不能清晰地觀察到α相的具體特征，故圖6進一步給出了SEM照片。

圖5 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的金相照片Fig.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830 ℃固溶+時效熱處理后，由于固溶溫度低于相變點，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Fig.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。定量統計的結果也進一步支持了該結論。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相進行了統計。結果表明，隨著固溶溫度的升高，初生α相體積分數急劇下降，由830 ℃時的36.74%減少到850 ℃時的0.89%，890 ℃時初生α相消失不見。上述現象的產生可歸因于溫度升高誘發α相熱穩定性降低。

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種熱處理條件下β晶粒上均彌散鑲嵌著大量的次生α相。仔細觀察可見，在830 ℃固溶+時效處理時，次生α相存在2種形態：均勻細小的短片狀α相和細針狀的α相(圖6b)。2種結構縱橫交錯，使得α相的取向變得十分復雜。固溶溫度增加到850、890 ℃時，次生α相主要呈現片層狀特征，且體積分數顯著增加(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，呈現顯著粗化的趨勢。上述變化本質上與次生α相的相變驅動力改變有關[13]。固溶溫度為830 ℃時，初生α相的存在導致殘余β相中的β穩定元素增多。受此影響，β相變得穩定，進而導致次生α相在隨后時效析出過程中的相變驅動力降低，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，初生α相基本消失，β穩定元素大量溶解到基體中，使次生α相的相變驅動力變大，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，這進一步促進了次生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。就峰強度而言，α相衍射峰較強，其中α(101)(對應的2θ角約為40.17°)最強，表明組織中α相占據主導。

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粉末合金力學性能的影響

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

圖9 不同工藝熱處理后TC18粉末合金的硬度和強度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度的關系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律與合金強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+時效后合金強度較高，但塑性較差；890 ℃固溶+時效后，合金強度略有下降，但維持了一定的塑性，即抗拉強度為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

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

(2)

式中:σ為合金強度，Kp和Ks分別為初生α相和次生α相的泰勒因子常數，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相又存在細小的次生α相。這些次生α相彼此縱橫交錯，構成了對位錯滑移的強烈阻礙，因此有利于提高合金的強度。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，合金強度越高。因此，830 ℃固溶+時效后合金的強度(或硬度)高于熱處理前HIP態TC18粉末合金的強度(或硬度)。當固溶溫度增加到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度(或硬度)，因此更多次生α相的形成不僅可以很好地彌補因片層間距增加所導致的強度降低，而且還會進一步提升合金的強度(或硬度)。然而，當固溶溫度提高到890 ℃，次生α相片層間距顯著增大，平均達到0.09 μm，這導致合金強度出現了一定程度的下降。

應該指出，盡管次生α相的析出有效提高了合金的強度，但由于其對位錯滑移的阻礙，使得位錯的可滑移距離嚴重壓縮，導致TC18粉末合金的塑性呈現出與強度變化相反的趨勢。事實上，這也是金屬材料為什么普遍存在強-韌化倒置關系的原因，即材料的強化需要消除位錯或阻礙位錯運動，但材料的塑性卻是建立在位錯增殖和滑移的基礎上[17]。

為進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TC18粉末合金的拉伸斷口形貌呈現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。這主要是因為固溶+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，意味著塑性出現回升。這可能與次生α相的粗化有關。總之，以上斷口形貌特征的觀察結果進一步印證了熱處理對TC18粉末合金塑性的影響規律。

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 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。這主要是因為熱等靜壓過程中，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(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穩定元素隨之溶入基體，導致次生α相的形變驅動力增大，進而造成次生α相粗化，同時相間距增大。

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

(4) 經固溶+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。