感應加熱和退火溫度對TC4鈦合金顯微組織及力學性能的影響

李江，簡仕超，王世楊，陳林波，王創，李詩云， 萬明攀

1.貴州大學材料與冶金學院 貴州貴陽 550025

2.貴州省材料結構與強度重點實驗室 貴州貴陽 550025

1 序言

為滿足航天航空工業的需求，鈦合金在過去幾十年得到了迅速發展，并廣泛應用于造船、化工、醫療等領域[1-3]。Ti-6Al-4V合金因其優異的性能[4]，如比強度高、密度低，以及良好的生物相容性和優異的耐蝕性，已成為使用最多的α+β鈦合金。在鈦合金的制造過程中，表面結構的完整性會受到損傷，表面的應力狀態也會發生變化，使得零件的失效通常來源于表面缺陷和損傷，這種情況會導致后續服役材料的疲勞損傷。為改善鈦合金的表面力學性能，相關學者進行了一些研究[5-7]。表面機械研磨處理的超細晶粒層在工業純鈦表面形成，摩擦系數降低了60%[8]。科學家研究了陰極輔助放電等離子滲氮處理Ti-6Al-4V合金的表面性能，提高了Ti-6Al-4V合金的耐磨性[9]，建立了醫用Ti-6Al-4V合金在激光沖擊下優異的耐磨性能[10]。本文利用感應加熱速度快、無氧化、易控制等特點，對Ti-6Al-4V合金進行固溶處理，使合金表層和心部獲得不同的顯微組織，再進行退火處理，分析了熱處理過程中的組織演化和力學性能規律，為制訂TC4合金熱處理新工藝提供理論依據。

2 試驗

試驗采用某鈦業有限公司利用真空自耗電弧爐3次熔煉的TC4鈦合金，并在α+β兩相區進行鍛造所得厚度為50mm的板坯，原材料的顯微組織如圖1所示。其組織為典型的雙態組織，由約38%的等軸α相 （αp）和約62%的β轉變組織（βtrans）組成，屬于α+β型雙相鈦合金。

圖1 TC4合金的原始組織

利用線切割機和數控機床進行加工，從鈦合金板材加工出拉伸試樣如圖2所示。將TC4鈦合金試樣置于SYG-10AB型高頻感應加熱設備（最大加熱功率為10kW）內進行快速加熱，加熱頻率為600～1100kHz，加熱功率為5kW，加熱電流為30.7A，加熱時間分別為5.3s、5.5s和5.7s。隨后將處理后的試樣置入真空管式爐中，在750℃、800℃、850℃和900℃下退火處理（保溫1h，空冷）后，再進行570℃保溫4h時效處理。然后根據GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進行室溫拉伸試驗。從圓柱試樣中部截斷，用環氧樹脂進行鑲樣，用SiC金相砂紙進行逐級打磨成為金相試樣，采用配比（體積分數）為HF∶HNO3∶H2O＝1∶3∶7的腐蝕劑對試樣表面進行腐蝕處理，在Leica DMI 5000光學顯微鏡和 SUPRA 40掃描電子顯微鏡下觀察顯微組織。

圖2 拉伸試樣

3 結果與討論

3.1 顯微組織

圖3、圖4所示分別為TC4鈦合金通過高頻感應加熱5.3s、5.5s和5.7s固溶處理后并在850℃退火處理（保溫1h，空冷）、再進行570℃保溫4h時效處理后表層和心部的顯微組織。利用Image-pro-plus軟件對等軸α相直徑以及數量進行測量，對平均數量為120個等軸α相進行統計，得出其平均值，具體變化趨勢如圖5所示。

圖3 TC4鈦合金感應加熱不同時間淬火后進行退火和時效處理表層的顯微組織

圖4 TC4鈦合金感應加熱不同時間淬火后進行退火和時效處理心部的顯微組織

圖5 TC4鈦合金感應加熱不同時間淬火后表層和心部等軸α相數量和直徑變化

從圖5可看出，隨著感應加熱時間的增加，表層和心部等軸α相的數量（體積分數）均逐漸下降，并且其尺寸也逐漸減小。當加熱時間由5.3s增加到5.7s時，合金表層等軸α相的平均直徑由19.93μm減小到15.6μm（其數量由26.02%減小到20.1%）；心部等軸α相的平均直徑由20.71μm減小到16.41μm（其數量由28.07%減小到20.7%）；與表層組織相比，合金心部等軸α相的數量在相同條件下要低，這是因為將TC4鈦合金試樣置于感應加熱線圈中加熱時，合金表面由于趨膚效應導致其溫度快速升高，熱量逐漸傳至內部。加熱時間越長，表面溫度越高，熱傳導作用就越強，導致合金整體溫度高于較短時間加熱。當加熱5.7s時，合金溫度越接近β相轉變溫度，等軸α相轉變的量越多。

圖6所示為TC4鈦合金通過高頻感應加熱5.5s淬火處理后經750℃、800℃、850℃和900℃退火處理（保溫1h，空冷）并進行570℃保溫4h時效處理后的顯微組織。合金組織均由等軸α相和β轉變組織組成。隨著退火溫度的增加，合金中的α相與β相之間的界面更加明顯（見圖6a～d）。而次生α相尺寸也隨著退火溫度的升高而增大（見圖6e～h）。在750℃退火時，次生α相厚度最小，且分布比較無規律；隨著退火溫度的升高，分解出的次生α相的厚度明顯變大，并且分布更加有序。在900℃退火時，在β基體上析出細小彌散的時效α相。這是因為隨著退火溫度的升高，合金元素擴散系數變大，合金元素的擴散更加充分。根據杠桿定律，退火溫度增加，TC4合金中β相的相對含量增加，在隨后冷卻過程中形成過飽和固溶體，在時效過程中析出細片狀α相。

圖6 TC4鈦合金經不同溫度退火后的顯微組織

3.2 拉伸性能

圖7所示為TC4鈦合金通過高頻感應加熱5.3s、5.5s和5.7s淬火處理，并在850℃退火處理（保溫1h，空冷），再進行570℃時效處理（保溫4h，空冷）后，合金室溫拉伸性能的變化趨勢。從圖7可看出，合金的拉伸性能隨加熱時間的增加呈現上升趨勢，而其伸長率均隨加熱時間的增加而降低。5.7s時合金試樣的強度值最高，抗拉強度和屈服強度分別為1032MPa、1032MPa，相比未處理試樣有了較大的提升，同時其伸長率為13.7%。隨著加熱時間的升高，合金中等軸α相含量減少，β相含量增多，快速冷卻后形成亞穩定β相就多，隨后在相同的退火和時效處理條件下，亞穩定β相將越容易分解成彌散的次生α相。鈦合金中的α相和β相的強度不高，而在時效過程中析出時效α相時，造成α相與β相界面增多，阻礙了位錯運動，最終使合金強度提高。

圖7 感應加熱時間對TC4鈦合金拉伸性能影響

圖8所示為TC4鈦合金經高頻感應加熱5.5s淬火處理后在750℃、800℃、850℃和900℃退火處理（保溫1h，空冷）后再進行570℃時效處理（保溫4h，空冷）的拉伸性能。從圖8可看出，TC4合金的抗拉強度和屈服強度均隨退火溫度升高而逐漸降低，而斷后伸長率隨退火溫度的增加呈現先逐漸升高后下降的趨勢，在850℃退火時達到最高。在退火溫度為750℃時，其抗拉強度和屈服強度最高，分別為1086MPa和936MPa，伸長率為15.5%。當退火溫度升高到900℃時，其抗拉強度和屈服強度最低，分別為1000MPa和877MPa，伸長率為12.5%，為最低值。鈦合金中的力學性能很大程度上取決于其α相尺寸和形貌，細小次生α相的析出會增加位錯運動的阻力而導致較高的強度[11]，因為大量細小次生α相產生更多的α相與β界面[12-15]。隨著退火溫度升高，TC4合金中α相的厚度增大，α相與β界面所占體積分數下降。α相與β界面作為鈦合金中阻礙位錯運動的主要障礙[16，17]，使合金的強度下降。相反，合金的塑性逐漸增大，但在退火溫度升高到900℃時，α相的厚度更加明顯，在外加應力作用下，α相與β界面上易產生應力集中從而導致開裂，因此表現出較低的塑性。

圖8 退火溫度對TC4鈦合金拉伸性能影響

4 結束語

1） TC4鈦合金感應加熱5.3s、5.5s和5.7s后，隨著加熱時間的增加，合金中等軸α相的體積分數有所下降；合金的抗拉強度和屈服強度隨加熱時間的增加呈現上升趨勢，伸長率則呈現下降的趨勢。

2） TC4鈦合金感應加熱后，隨退火溫度的升高，次生α相的厚度逐漸增加；合金的抗拉強度和屈服強度均隨退火溫度升高而逐漸降低，而斷后伸長率隨退火溫度的增加呈現先逐漸升高后下降的趨勢。