固溶和時效溫度對鑄態TC18 合金組織性能的影響

牟芃威，呂書鋒，杜趙新

（內蒙古工業大學理學院,內蒙古 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，因其具備比強度高、抗疲勞性能優良、熱處理淬透性好和強韌性匹配度高等優點，被廣泛應用于飛機結構件等航空航天領域[1?3]。組織決定性能，性能決定用途，TC18 鈦合金顯微組織對熱處理溫度與時間的反應極為敏感與復雜，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 相對合金的力學性能也起著至關重要的作用[4?8]。那么，關于鑄態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應的力學性能的不同，三者之間的密切聯系還有待研究與探索。筆者采用不同的固溶及時效處理溫度，對TC18 鑄態試樣進行強化熱處理，通過顯微組織和性能的對比，分析固溶及時效熱處理溫度對合金顯微組織和力學性能的影響規律，探究由工藝到組織再到力學性能的調控機制。

1 試驗材料與方法

試驗材料為鑄態的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）)以及晶粒內部細小的α 相組成(如圖1（b）)。此類α 相為典型的網籃組織，由板條狀的α 相和一些尺寸更小、形狀更細的針狀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效之間的溫度差來構造。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 ℃溫度下進行單級時效處理，保溫時間為3 h，空冷至室溫，熱處理試驗使用普通立式箱式電阻爐。使用FEI quanta650 場發射掃描電鏡進行微觀組織的觀察與分析，用顯微硬度計測量維氏硬度(載荷均為1 500 g，持續時間均為10 s)，使用電子萬能材料試驗機進行室溫拉伸。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 試驗結果及討論

2.1 固溶溫度對TC18 合金組織和性能的影響

圖3 為TC18 合金經過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)兩相區固溶。固溶處理過后整體而言，合金中細小的針狀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 相的數量肉眼可見的減少，同時伴隨著棒狀的初生α 相寬度尺寸方向上的長大。然后在一個較快的冷卻方式下（空冷），第二相析出受到抑制，發生了非平衡轉變[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 可以發現，隨著固溶溫度的升高，強度和硬度整體呈下降的趨勢。結合圖3 分析可知，初生α 相數量的減少是合金強度、硬度下降的原因。一方面，大量的α相留存基體會產生一定程度的晶格畸變，增大了位錯滑移的阻力，有利于合金的強化[10]。而且初生α相數量的減少還會導致α/β 相界面減少，進而削弱了第二相強化效果[11]。另一方面，相比于體心立方結構的β 相，密排六方結構的α 相具有更高的硬度，原子排列相對更為緊密，所以α 相的減小在宏觀上直接表現為硬度的降低。

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

2.2 時效溫度對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 ℃時效處理后的顯微組織。時效溫度為490 ℃時，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。時效溫度為530 ℃時可以觀察到次生α 相的尺寸略有增加，并且次生α 相的含量也略有減少，這是因為時效溫度的升高增加了β 基體中的空位濃度以及原子擴散速率，因此造成了基體過飽和度下降趨勢的減慢，相變驅動力下降，從而導致次生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果為次生α 相尺寸有所增大，但是體積略有減小。時效溫度為570 ℃時次生α 相的尺寸進一步增大，含量較530 ℃時效后略有減小。值得一提的是，隨時效溫度逐漸升高，個別初生α 相（αP）的尺寸有所增大，這可能得益于時效溫度的升高，溶質原子遷移速率增加，最終導致原有的αP發生晶粒長大的現象。圖6、7 分別為800、850 ℃固溶條件下，不同時效溫度處理過后的顯微組織圖片，可以發現其顯微組織的演化規律與750 ℃固溶條件下的演變規律一致，即次生α 相尺寸增大，含量略有減小，并且個別初生α 相尺寸略有增大。

圖5 750 ℃固溶后不同時效溫度的顯微組織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 ℃時效后的硬度變化曲線。從圖8 可以發現，當固溶溫度相同時，隨著時效溫度的升高，合金硬度整體呈現下降的趨勢。由圖5～7 可知，次生α 相的數量呈現出減少的趨勢，且分布密度逐漸降低，這將導致時效強化的作用減弱，且阻礙位錯運動的界面也減少[12]，從而導致了硬度下降。α 相的硬度顯著高于β 基體的硬度，數量更多，密度更大的α 相可以促進合金硬度的大幅提升[13]。

圖8 時效溫度對硬度的影響Fig.8 Effect of aging temperature on hardness of TC18

對不同時效處理后的TC18 合金進行拉伸試驗，得到其應力應變曲線如圖9 所示。一般來說，合金強度隨著次生α 相數量的增加而增大，這是由于時效過程形成的大量次生α 相是鈦合金的強化機制，次生α 片層能夠有效阻礙變形過程中的位錯運動，從而提高合金強度[14]。由圖9 可知，拉伸曲線幾乎都未到達屈服點而發生斷裂，前文贅述雖然α 相作為強化相，其尺寸形貌嚴重影響合金的力學性能，但是作為結構材料來說，基體晶粒尺寸也同樣影響著宏觀力學性能。試驗中合金初始組織為鑄態組織，并未經過晶粒細化的處理，所以過大的晶粒尺寸導致材料整體表現為脆性，塑性較差，再加上后續的固溶處理使得晶粒進一步增大，最終導致拉伸過程中發生脆性斷裂。

在530 ℃時效溫度下，不同固溶溫度對時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 相的數量逐漸減少，次生α 相的分布密度逐漸增大。結合圖8 可知，相同時效溫度下，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而影響次生α 相的形態和分布[15]。初生α 相能提高β 基體的穩定性，降低后續時效中形成次生α 相的驅動力[16]，初生α 相數量的增加將導致時效強化效果減弱。

圖10 530 ℃時效溫度，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 結論

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

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

3) 當時效溫度相同時，固溶溫度的增加使得次生α 相的分布密度逐漸增大，宏觀表現為合金硬度的增大。