隨著航空裝備的發(fā)展，整體、精密、高性能和輕量化的復(fù)雜構(gòu)件應(yīng)用越來(lái)越廣泛，高強(qiáng)度、質(zhì)輕、耐腐蝕、無(wú)磁性、與復(fù)合材料相容性好的鈦合金逐漸成為先進(jìn)飛機(jī)緊固件材料的首要選擇[1-6]。TC4（Ti-6Al-4V）鈦合金是20世紀(jì)50年代發(fā)展起來(lái)的一種中等強(qiáng)度的α＋β型兩相鈦合金，含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6％的α穩(wěn)定元素鋁和4％的β穩(wěn)定元素釩[7-8]，主要用于制造飛機(jī)機(jī)身、機(jī)翼零件和發(fā)動(dòng)機(jī)葉片等，是目前應(yīng)用最廣泛的鈦合金[9]。

鈦合金的熱處理包括退火、固溶處理、時(shí)效、消除應(yīng)力和β相退火等，其中固溶目的是獲得可以產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化的亞穩(wěn)定相，從而獲得高強(qiáng)度和高硬度的緊固件[10]。固溶時(shí)效工藝參數(shù)的選取對(duì)強(qiáng)化效果的影響非常重要，其中淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間（即從固溶處理爐爐門(mén)打開(kāi)或鍛件從鹽浴槽開(kāi)始露出到鍛件全部浸入淬火介質(zhì)所經(jīng)歷的時(shí)間）長(zhǎng)短直接影響固溶效果，從而影響后續(xù)時(shí)效沉淀強(qiáng)化效果。但目前的研究主要集中于固溶溫度和保溫時(shí)間對(duì)TC4鈦合金組織和力學(xué)性能的影響[11-13]，對(duì)淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間的研究較少。因此，本文在對(duì)固溶溫度及冷卻方式研究的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步研究了淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間對(duì)TC4鈦合金棒顯微組織和力學(xué)性能的影響，以獲得該合金強(qiáng)度與塑性匹配良好的熱處理工藝。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為航天緊固件用TC4鈦合金棒材，經(jīng)3次真空自耗熔煉得到鑄錠，經(jīng)開(kāi)坯、鍛造、軋制成φ9mm的棒材，其化學(xué)成分如表1所示，符合GB/T 3620.1—2016《鈦及鈦合金加工產(chǎn)品化學(xué)成分》的要求。采用連續(xù)升溫金相法測(cè)得TC4鈦合金的相變點(diǎn)為（990±5）℃。

TC4鈦合金的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｃｏｏｌｉｎｇｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ＣＣＴ）曲線[14]如圖1所示?？梢钥吹?，當(dāng)冷卻速率為30～80℃／ｓ時(shí)，合金發(fā)生β→α′馬氏體轉(zhuǎn)變，α′馬氏體可以顯著提高強(qiáng)化效果?；冢茫茫郧€的相變特征，可通過(guò)兩種冷卻方式獲得α′馬氏體：第1種是降低高溫階段的冷卻速率，當(dāng)冷卻時(shí)間為20ｓ時(shí)，TC4鈦合金的入水溫度應(yīng)高于850℃；第2種是提高高溫階段的冷卻速率，當(dāng)冷卻時(shí)間為10～20ｓ時(shí)，TC4鈦合金的入水溫度應(yīng)低于650℃。但由于實(shí)際生產(chǎn)條件的限制，第1種方案無(wú)法實(shí)現(xiàn)，本文采用第2種方案，即采用馬弗爐進(jìn)行固溶處理，研究固溶溫度、冷卻方式及淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間對(duì)合金組織和性能的影響。具體熱處理制度如表2所示，其中風(fēng)冷10、15、20ｓ表示用風(fēng)冷裝置吹10、15、20ｓ后水冷，空冷10、15、20ｓ表示在空氣中靜置冷卻10、15、20ｓ后水冷。

熱處理后的試樣經(jīng)過(guò)研磨、拋光后，采用體積比為1∶3∶7的ＨＦ＋ＨＮＯ₃＋Ｈ₂Ｏ溶液腐蝕15～20ｓ，然后用金相顯微鏡及掃描電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織。將熱處理后的TC4鈦合金棒加工成拉伸試樣，尺寸為φ9mm×90mm，平行段直徑為30mm，如圖2所示，采用萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)按GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》測(cè)試其力學(xué)性能。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1固溶溫度對(duì)TC4鈦合金組織與性能的影響

TC4鈦合金的退火態(tài)組織由初生等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，如圖3所示。

圖4為T(mén)C4鈦合金在不同溫度固溶處理1ｈ水冷后的顯微組織，是一種包括初生等軸α相和細(xì)針狀α′相的兩相組織。隨著兩相區(qū)固溶溫度的升高，合金中初生等軸α相含量逐漸減少，1000℃時(shí)初生等軸α相完全消失。但不同溫度固溶處理的合金中等軸α相的尺寸變化不大。另外，隨著固溶溫度的升高，細(xì)針狀α′相含量增加，說(shuō)明更多的α相逐漸溶解轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵沟酶邷仄胶鉅顟B(tài)下初生等軸α相含量逐漸減少，β相含量逐漸增加，從而在水冷過(guò)程中產(chǎn)生更多的α′馬氏體。

圖5為T(mén)C4鈦合金在不同溫度固溶處理和水冷后的ＸＲＤ圖譜?？梢?jiàn)合金組織中沒(méi)有β相，只有α相和α′相衍射峰。這是由于合金在固溶處理過(guò)程中α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，在隨后的水冷過(guò)程中，由于水冷速較快，β相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎?。不同溫度固溶處理的TC4鈦合金的力學(xué)性能如圖6所示?？梢钥闯?，隨著兩相區(qū)固溶溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提高，斷面收縮率和斷后伸長(zhǎng)率顯著降低。960℃固溶處理的合金強(qiáng)度及塑性達(dá)到良好匹配。但當(dāng)固溶溫度高于β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí)，合金的強(qiáng)度和塑性均下降。這是因?yàn)樵趩蜗鄥^(qū)固溶，高溫下僅存在β相，水冷后形成尺寸粗大的α′馬氏體，粗大的α′馬氏體板條無(wú)法協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致材料的塑性變形階段縮短[15]，強(qiáng)度和塑性下降。TC4鈦合金固溶處理后的力學(xué)性能與初生等軸α相和針狀α′相含量有一定對(duì)應(yīng)關(guān)系。等軸α相含量越高，塑性越好；針狀α′相含量越高，強(qiáng)度越高[16]。

2.2冷卻方式對(duì)TC4鈦合金組織與性能的影響

圖7為T(mén)C4鈦合金在960℃固溶處理1ｈ后分別風(fēng)冷＋水冷、水冷和空冷后的顯微組織。從圖7（ａ，ｂ）可見(jiàn)，風(fēng)冷10ｓ＋水冷和風(fēng)冷15ｓ＋水冷合金的組織差別不大，均由條狀α相和針狀α′馬氏體組成，前者針狀α′馬氏體的含量高于后者；當(dāng)風(fēng)冷時(shí)間延長(zhǎng)至20ｓ時(shí)（圖7（ｃ）），α相形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀，并出現(xiàn)了次生片層α相和片層β相，其晶粒尺寸比風(fēng)冷10和15ｓ合金的都大。

這是由于風(fēng)冷時(shí)間越長(zhǎng)，試樣入水越晚，故風(fēng)冷時(shí)間長(zhǎng)的冷速較慢，在冷卻過(guò)程中原子有充足的時(shí)間擴(kuò)散，有利于次生α相的形核和長(zhǎng)大。從圖7（ｄ）可以看到，水冷合金的組織由初生等軸α相及細(xì)針狀α′相組成，即保留了高溫β相，也發(fā)生了馬氏體相變，β相轉(zhuǎn)變?yōu)椴环€(wěn)定的α′相和α″相，為后續(xù)時(shí)效析出提供了良好的組織[17]。從圖7（ｅ）可見(jiàn)，空冷合金的組織為初生等軸α相以及片層α相和片層β相。這是由于空冷速率較慢，合金元素充分?jǐn)U散，高溫β相發(fā)生轉(zhuǎn)變，使次生α相在初生α相和β相界面形核，向β相晶內(nèi)生長(zhǎng)，形成了片層α相和β相交替的β轉(zhuǎn)變組織。

圖8為不同方式冷卻的TC4鈦合金的ＸＲＤ圖譜。從圖8可知，風(fēng)冷20ｓ＋水冷和空冷的合金均有α-Ｔｉ和β-Ｔｉ衍射峰，而風(fēng)冷10ｓ＋水冷、風(fēng)冷15ｓ＋水冷以及水冷的合金沒(méi)有β-Ｔｉ衍射峰。

圖9為固溶處理后以不同方式冷卻的TC4鈦合金的力學(xué)性能?？梢?jiàn)隨著風(fēng)冷時(shí)間的延長(zhǎng)，合金強(qiáng)度整體呈下降趨勢(shì)，風(fēng)冷10和15ｓ的合金塑性比風(fēng)冷20ｓ合金的略低。這是由于風(fēng)冷20ｓ的合金含有初生等軸α相，其可開(kāi)動(dòng)的滑移系較多，在變形過(guò)程中，滑移首先在α晶粒內(nèi)開(kāi)動(dòng)，α晶粒越多開(kāi)動(dòng)的滑移系越多，塑性越好。但上述3個(gè)風(fēng)冷＋水冷合金的強(qiáng)度和塑性均低于水冷合金，這與水冷形成的初生等軸α相及細(xì)針狀α′相的含量有關(guān)，初生等軸α相含量越多，塑性越好；細(xì)針狀α′相含量越多，強(qiáng)度越高。因此，水冷合金的力學(xué)性能最佳，若實(shí)際工藝達(dá)不到直接水冷的要求，可以選用風(fēng)冷15ｓ＋水冷的冷卻方式。

2.3空冷條件下淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間對(duì)TC4鈦合金組織與性能的影響

圖10為在960℃固溶處理1ｈ后分別空冷10、15、20ｓ再水冷的TC4鈦合金的顯微組織。從圖10（ａ，ｂ）可以看出，空冷10ｓ的合金組織由條狀α相和α′馬氏體組成。由于水冷速率較快，原子擴(kuò)散不充分，高溫β相在冷卻過(guò)程中發(fā)生了馬氏體相變，生成了亞穩(wěn)態(tài)的α′馬氏體。由圖10（ａ）可以看出，相對(duì)細(xì)小的α′相分布在板條α相之間。隨著空冷時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至15和20ｓ，條狀α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈容Sα相。由圖10（ｂ，ｄ）可以看出，空冷15ｓ的合金中α′馬氏體含量較空冷10ｓ的合金的少。這主要是由于空冷時(shí)間延長(zhǎng)，馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度Ｍｓ降低，導(dǎo)致β相轉(zhuǎn)變不完全，α′馬氏體含量減少[18]。

空冷20ｓ的合金組織與空冷10和15ｓ的合金相差較大，結(jié)合圖11空冷不同時(shí)間的TC4鈦合金的ＸＲＤ圖譜可知，空冷20ｓ的合金沒(méi)有α′馬氏體。這主要是由于隨著空冷時(shí)間的延長(zhǎng)，冷卻速率降低，高溫β相中的合金元素在冷卻過(guò)程中發(fā)生擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，造成次生α相在初生α與β相界面形核并向晶內(nèi)長(zhǎng)大，形成片層α和β相組織。另外α′馬氏體是在較快的冷卻速率下形成的，由于空冷時(shí)間的延長(zhǎng)，冷卻速率降低，因此空冷20ｓ的合金沒(méi)有形成α′馬氏體。在空冷＋水冷條件下，空冷不同時(shí)間的TC4鈦合金的ＸＲＤ圖譜如圖11所示?？梢钥吹?，空冷10和15ｓ的合金沒(méi)有β-Ｔｉ衍射峰，空冷20ｓ的合金組織由α相與β相構(gòu)成。

圖12為在960℃固溶處理1ｈ后分別空冷10、15、20ｓ再水冷的TC4鈦合金的力學(xué)性能。從圖12可以看出：隨著空冷時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均下降。這是因?yàn)殡S著空冷時(shí)間的延長(zhǎng)，β相向穩(wěn)定α相的轉(zhuǎn)變更充分，而亞穩(wěn)定β相、α′相和α″相含量減少[19]，導(dǎo)致強(qiáng)度下降；另一方面，空冷15ｓ合金的初生等軸α相尺寸最大，其次是空冷20、10ｓ的合金。晶粒尺寸越大，可以開(kāi)動(dòng)的滑移系越多，合金塑性越好，但變形協(xié)調(diào)性變差，塑性降低[20]。這兩方面的綜合作用導(dǎo)致空冷20ｓ合金的塑性最好，空冷10ｓ的合金塑性最差。綜合考慮，空冷時(shí)間為10ｓ的TC4鈦合金強(qiáng)度最高，且α′相含量最多，有利于后續(xù)時(shí)效過(guò)程沉淀相的析出。

3、分析與討論

TC4鈦合金在穩(wěn)定狀態(tài)下含有少量β相，而釩屬于β同晶型元素，使合金能熱處理強(qiáng)化，因此與單相區(qū)固溶相比，兩相區(qū)固溶TC4鈦合金的強(qiáng)度明顯提升。淬火轉(zhuǎn)移速度對(duì)TC4鈦合金強(qiáng)度的影響較大[18]。GB/T 23605—2020《鈦合金β轉(zhuǎn)變溫度測(cè)定方法》要求淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不超過(guò)10ｓ，然而在實(shí)際生產(chǎn)中由于設(shè)備原因通常會(huì)超過(guò)10ｓ，影響鈦合金的組織和性能。本文研究的風(fēng)冷＋水冷方式有效延長(zhǎng)了淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間，使風(fēng)冷條件下淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間為15ｓ的合金與空冷條件下淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間為10ｓ的合金獲得了相近的組織與性能。圖13和圖14分別為以?xún)煞N方式冷卻的TC4鈦合金的顯微組織和力學(xué)性能。從圖13可見(jiàn)，空冷10ｓ＋水冷與風(fēng)冷15ｓ＋水冷合金的α相均呈條狀，但后者晶粒更細(xì)??；從圖14可見(jiàn)，兩種方式冷卻的合金強(qiáng)度接近，但風(fēng)冷15ｓ＋水冷的合金的斷后伸長(zhǎng)率和斷面延伸率較空冷10ｓ＋水冷的合金略高。這是由于風(fēng)冷15ｓ＋水冷的合金α相的晶粒尺寸較空冷10ｓ＋水冷的合金小，晶粒尺寸越小，晶界面積越大，而晶界可以有效阻礙滑移，從而導(dǎo)致合金的變形協(xié)調(diào)性變差，塑性降低。由于設(shè)備等硬件條件的限制，實(shí)際生產(chǎn)中難以達(dá)到淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不超過(guò)10ｓ的要求，因此可以考慮采用風(fēng)冷15ｓ＋水冷的方式，也可以獲得強(qiáng)度和塑性匹配良好的TC4鈦合金。

4、結(jié)論

（1）隨著兩相區(qū)固溶溫度的升高，TC4鈦合金中初生等軸α相含量逐漸減少，細(xì)針狀α′相含量增加；合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提高，但斷面收縮率和斷后伸長(zhǎng)率顯著降低，960℃固溶處理的合金強(qiáng)度及塑性達(dá)到良好匹配。

（2）TC4鈦合金固溶處理后的冷卻方式?jīng)Q定其相組成：α＋β兩相區(qū)固溶后空冷組織由等軸α相和片層α相及β相組成；水冷組織由等軸α相和α′馬氏體組成；風(fēng)冷10、15ｓ＋水冷組織由條狀α相和晶界針狀α′馬氏體組成；風(fēng)冷20ｓ＋水冷組織為等軸α相、次生片層α相和片層β相；空冷10ｓ＋水冷組織由條狀α相和α′馬氏體構(gòu)成；空冷15ｓ＋水冷組織由等軸α相和α′馬氏體構(gòu)成；空冷20ｓ＋水冷組織由等軸α相和片層α相及β相構(gòu)成。

（3）固溶處理后水冷的TC4鈦合金力學(xué)性能最佳，若實(shí)際工藝達(dá)不到直接水冷的要求，可采用風(fēng)冷15ｓ＋水冷的冷卻方式。

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