李曉琛， 王世穎， 陳智棟,2

(1.常州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 常州 213164； 2.常州大學(xué) 石油化工學(xué)院，江蘇 常州 213164)

在眾多鈦合金中，TC4雙相鈦合金具有良好的力學(xué)性能和加工性能而被廣泛的應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域以及醫(yī)療領(lǐng)域[1]。隨著需求的日益增長(zhǎng)，傳統(tǒng)的TC4雙相鈦合金的力學(xué)性能需要一些后續(xù)的加工方法進(jìn)行提升。目前，深冷處理技術(shù)作為一種低成本而有效的處理手段被眾多研究者使用[2]。深冷處理技術(shù)是近十年以來(lái)提出的提升材料力學(xué)性能的一種處理手段，科研學(xué)者研究表明，深冷處理會(huì)影響材料的微觀組織結(jié)構(gòu)，通過(guò)調(diào)控晶粒尺寸，改變相分布[3-4]。通常來(lái)說(shuō)，微觀組織結(jié)構(gòu)的變化，會(huì)使得力學(xué)性能發(fā)生一定的變化。AKHBARIZADEH等[5]研究發(fā)現(xiàn)對(duì)1.2080工具鋼的深冷處理可以促進(jìn)從殘余奧氏體到馬氏體的相變并形成細(xì)分散和均勻分布的碳化物顆粒。MA等[6]發(fā)現(xiàn)，深冷處理的銅鋯合金內(nèi)部馬氏體數(shù)量遠(yuǎn)超過(guò)處理前。張玉婷等[7]以W6Mo9Cr4VCo8(簡(jiǎn)稱W6)高速鋼為研究對(duì)象,通過(guò)研究深冷處理工藝對(duì)高速鋼殘余應(yīng)力的影響規(guī)律，利用極差分析法對(duì)深冷處理工藝參數(shù)進(jìn)行一定程度的優(yōu)化。通過(guò)研究發(fā)現(xiàn)，深冷處理將淬火后的殘余拉應(yīng)力狀態(tài)調(diào)整為壓應(yīng)力，優(yōu)化后的深冷處理工藝組合為深冷溫度150 ℃、深冷保溫時(shí)間為12 h以及深冷次數(shù)為2次。經(jīng)深冷處理后的W6高速鋼在晶格缺陷處析出大量的細(xì)小碳化物會(huì)阻礙晶粒的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致相鄰晶粒之間變形量減少，細(xì)小碳化物均勻分布將減少位錯(cuò)應(yīng)力最終影響宏觀殘余應(yīng)力。過(guò)去深冷處理的研究重要集中在Mn鋼、碳鋼等材料，對(duì)鈦合金的研究相對(duì)較少。近期，GU等[8-9]對(duì)β鈦合金進(jìn)行深冷處理，發(fā)現(xiàn)深冷處理可以促進(jìn)鈦合金中相的轉(zhuǎn)變。但對(duì)于TC系鈦合金的深冷處理，尤其是深冷時(shí)間對(duì)其微觀組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律缺乏系統(tǒng)的研究。因此，研究通過(guò)對(duì)TC4雙相鈦合金進(jìn)行不同時(shí)間的深冷處理，探究深冷處理時(shí)間對(duì)材料的微觀組織結(jié)構(gòu)以及力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)基本材料為退火態(tài)TC4雙相鈦合金，成分見表1，利用線切割機(jī)分別將基體材料加工成長(zhǎng)×寬×高分別為10 mm × 10 mm × 2.6 mm 的塊狀樣品以及截面長(zhǎng)×寬為3 mm × 2.6 mm，標(biāo)距為8 mm骨頭狀樣品，樣品完成切割以后，將樣品先進(jìn)行清水沖洗，然后將樣品浸入無(wú)水乙醇中并且進(jìn)行超聲除油，超聲時(shí)間約為15 min，超聲結(jié)束后吹干，在砂紙上進(jìn)行打磨以去除樣品表面的缺陷以及雜質(zhì)，直到表面露出銀白色金屬光澤。

表1 TC4雙相鈦合金的成分Table 1 Chemical compositions of TC4 dual-phase titanium alloy%

1.2 實(shí)驗(yàn)步驟

1.2.1 深冷處理

深冷處理采用直接液氮浸漬法，將切割好的TC4樣品直接浸入到液氮(-196 ℃)中，分別保溫6，12，18，24，36 h后，將樣品取出放置在室溫環(huán)境下，恢復(fù)至室溫。

1.2.2 微觀組織結(jié)構(gòu)表征

將塊狀樣品先依次使用200～2 400#砂紙打磨表面，即RD-TD平面(RD為軋制方向，TD為橫向，無(wú)特殊說(shuō)明，文中表面均指該平面)，使其表面平整光滑，且留下2 400#砂紙的打磨劃痕，最后機(jī)械拋光與腐蝕交替進(jìn)行。拋光液采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%的過(guò)氧化氫溶液和二氧化硅粉末混合溶液；腐蝕液為V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶4∶45配置的混合溶液，腐蝕時(shí)間約為20 s。該交替過(guò)程重復(fù)4～5次即可完成試樣制備，吹干后，用于后續(xù)組織結(jié)構(gòu)的表征。

使用金相顯微鏡(PG-2C)在400倍數(shù)下，采取截線法對(duì)視場(chǎng)內(nèi)晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，為保證統(tǒng)計(jì)結(jié)果具有代表性，總觀察面積長(zhǎng)×寬為150 μm×100 μm，晶粒100個(gè)。采用掃描電子顯微鏡(JEOL，JSM-6360LA)，在20 kV的加速電壓下通過(guò)二次電子像對(duì)樣品進(jìn)行形貌觀察，統(tǒng)計(jì)樣品中α，β兩相體積分?jǐn)?shù)。

1.2.3 力學(xué)性能表征

依次使用200～2 400# 砂紙打磨樣品表面，直到樣品表面平整。而后采用30%過(guò)氧化氫溶液和二氧化硅粉末(粒徑約為60 nm)的混合液進(jìn)行拋光，直至樣品表面光亮。對(duì)樣品中心區(qū)域進(jìn)行硬度測(cè)試，實(shí)驗(yàn)加載力選取0.98 N，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)樣品選擇12個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)試，最后取平均值。

將骨頭狀拉伸樣品進(jìn)行細(xì)磨，再次清洗吹干后在常溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1.0×10-3s-1，拉伸方向平行于軋制方向?？紤]實(shí)驗(yàn)誤差的因素，每組樣品準(zhǔn)備4根樣條進(jìn)行拉伸。

2 結(jié)果與討論

2.1 深冷時(shí)間對(duì)微觀組織結(jié)構(gòu)的影響

2.1.1 深冷時(shí)間對(duì)晶粒尺寸的影響

(a) 原始樣品

(b) 深冷6 h

(c) 深冷12 h

(d) 深冷18 h

(e) 深冷24 h

(f) 深冷36 h 圖1 TC4雙相鈦合金在不同時(shí)間深冷處理后的微觀組織圖Fig.1 Microstructures of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

圖2 TC4雙相鈦合金在不同時(shí)間深冷處理后的晶粒尺寸Fig.2 Grain size of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

圖3 TC4雙相鈦合金在不同時(shí)間深冷處理后的XRD圖Fig.3 XRD diagram of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different timess

圖4 TC4雙相鈦合金在不同時(shí)間深冷處理后的半高寬峰值強(qiáng)度變化Fig.4 FWHM peak of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

2.1.2 深冷時(shí)間對(duì)兩相體積分?jǐn)?shù)的影響

TC4雙相鈦合金在深冷不同時(shí)間后微觀組織的掃描電鏡照片(SEM)如圖5所示。圖5(a)為原始樣品，其中黑色部分為α相，體積分?jǐn)?shù)為89.87%，白色部分為β相，體積分?jǐn)?shù)為10.13%。圖5(b)～圖5(f)分別對(duì)應(yīng)深冷6，12，18，24，36 h后樣品的微觀組織。圖6為圖5中不同深冷時(shí)間條件下對(duì)應(yīng)的β相體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)圖,隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)，β相體積分?jǐn)?shù)逐漸下降，轉(zhuǎn)變?yōu)棣料唷?duì)圖5和圖6綜合分析發(fā)現(xiàn)，β相體積分?jǐn)?shù)的變化分為2個(gè)階段；第1階段為0～12 h，在第1階段內(nèi)，β相體積分?jǐn)?shù)由10.13%下降到6.9%，下降幅度為31.9%；第2階段為12～18 h，在第2階段內(nèi)，β相體積分?jǐn)?shù)由6.9%下降到6.4%，下降幅度為7.2%。第1階段β相體積分?jǐn)?shù)的下降幅度較大，相轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)較為明顯。隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)，體積收縮和晶格畸變加劇了材料內(nèi)部變形能的堆積，可以產(chǎn)生大量位錯(cuò)和亞晶結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致了晶體處于不穩(wěn)定狀態(tài)。當(dāng)樣品從深冷環(huán)境取出后，樣品內(nèi)部通過(guò)回復(fù)自發(fā)回到低能量狀態(tài)，并導(dǎo)致了β相向α相轉(zhuǎn)變[10, 12]。在位錯(cuò)增殖和運(yùn)動(dòng)過(guò)程中，亞穩(wěn)態(tài)β相沿位錯(cuò)線分解并且新的α相會(huì)在β相分解的地方形核；12 h后，體系內(nèi)部亞穩(wěn)相β已經(jīng)被消耗完畢，材料趨于穩(wěn)定，繼續(xù)延長(zhǎng)深冷處理的時(shí)間也不會(huì)對(duì)β相向α相的轉(zhuǎn)變產(chǎn)生明顯的促進(jìn)作用，所以造成了第2階段β相體積分?jǐn)?shù)下降幅度較少。

(a) 原始樣品

(b) 深冷6 h

((c) 深冷12 h

(d) 深冷18 h

((e) 深冷24 h

(f) 深冷36 h圖5 TC4雙相鈦合金在深冷不同時(shí)間后的微觀組織掃描電鏡圖Fig.5 Microstructure of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

圖6 TC4雙相鈦合金在深冷不同時(shí)間后的β相體積分?jǐn)?shù)變化Fig.6 Changes of β-phase volume fraction of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

2.2 深冷時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

深冷不同時(shí)間后硬度變化如圖7所示。在深冷前期0～12 h時(shí)，硬度逐漸上升，由360.46 HV上升到430.99 HV。繼續(xù)增加深冷時(shí)間，硬度在18 h出現(xiàn)了小幅度的下降，并在隨后的深冷過(guò)程中，硬度幾乎沒有明顯變化。

圖7 TC4雙相鈦合金在深冷不同時(shí)間后顯微硬度的變化Fig.7 Changes in microhardness of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

深冷不同時(shí)間后的抗拉強(qiáng)度如圖8所示，在深冷前期0～12 h時(shí)，抗拉強(qiáng)度由1 125 MPa上升到1 270 MPa，達(dá)到最大值；12 h之后，抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)小幅下降，并在36 h時(shí)趨于平穩(wěn)。圖8(b)為不同深冷時(shí)間后的斷裂延伸率，在深冷前期12 h時(shí)對(duì)應(yīng)的延伸率為16.5%；在深冷18 h時(shí)，取得了深冷階段延伸率的最大值，為19%。繼續(xù)增加深冷時(shí)間，延伸率有小幅度的下降，最終趨于平穩(wěn)。

(a) 抗拉強(qiáng)度

(b) 延伸率圖8 TC4雙相鈦合金在深冷不同時(shí)間后拉伸力學(xué)性能的變化Fig.8 Changes in tensile mechanical properties of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

通過(guò)對(duì)力學(xué)性能與微觀組織結(jié)構(gòu)綜合分析可以發(fā)現(xiàn)，深冷12 h時(shí)，雖然晶粒尺寸不是最細(xì)，β相體積分?jǐn)?shù)不是最小，但無(wú)論晶粒尺寸還是 β 相體積分?jǐn)?shù)都達(dá)到穩(wěn)定。從力學(xué)性能變化中可以發(fā)現(xiàn)，深冷12 h后的樣品獲得了最有益的綜合力學(xué)性能。在0～12 h這一深冷階段，晶粒尺寸和β相體積分?jǐn)?shù)都下降得比較快，這是由于冷壓縮變形對(duì)于晶粒尺寸的作用比較明顯，而此時(shí)較弱的局部回復(fù)對(duì)于整體晶粒尺寸的影響不明顯，所以在此階段晶粒尺寸有明顯的下降。同時(shí)，在此階段，樣品內(nèi)亞穩(wěn)態(tài)β相含量相對(duì)較高，所以深冷過(guò)程中有更多的亞穩(wěn)相趨于向穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)變，在第一階段內(nèi)β相體積分?jǐn)?shù)下降得較明顯。而在12 h之后，樣品還可能存在明顯的局部回復(fù)作用[13]，因此，更長(zhǎng)的深冷過(guò)程中晶粒尺寸下降得較慢。同時(shí)，在此階段，亞穩(wěn)相β已經(jīng)基本在12 h的深冷處理中被消耗完畢，達(dá)到平衡穩(wěn)定狀態(tài)，因此，即使深冷超過(guò)12 h，β相的體積分?jǐn)?shù)幾乎沒有變化。材料在深冷12 h后，抗拉強(qiáng)度和硬度有一定的下降，延伸率上升，主要受局部回復(fù)作用的影響。

3 結(jié) 論

TC4雙相鈦合金在經(jīng)過(guò)深冷處理后微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能發(fā)生了明顯的變化。

1) 隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸和β相體積分?jǐn)?shù)呈下降趨勢(shì)，主要分為兩個(gè)階段，在初期階段(0～12 h)下降明顯，晶粒尺寸下降了約12%，β相體積分?jǐn)?shù)下降了31.9%；12～36 h后下降趨于平緩，晶粒尺寸下降了約4.9%，β相體積分?jǐn)?shù)下降了7.2%。這是由于在深冷前期，體系內(nèi)部不穩(wěn)定的晶粒相對(duì)較多，在冷壓縮力的作用下發(fā)生破碎，晶粒得到細(xì)化，而局部回復(fù)作用不明顯，對(duì)整體晶粒尺寸的影響較小，兩者共同作用使得晶粒細(xì)化明顯。12 h之后，局部回復(fù)作用比較明顯，并且體系內(nèi)部不穩(wěn)定的晶粒經(jīng)過(guò)初期的深冷處理已經(jīng)明顯減少，所以，在深冷后期過(guò)程中，晶粒尺寸下降較不明顯。

2) 隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)，β相體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，向α相轉(zhuǎn)變。在深冷初期，材料內(nèi)部存在的亞穩(wěn)相β相對(duì)較多，β相體積分?jǐn)?shù)下降了31.9%。而在深冷后期，體系內(nèi)部的亞穩(wěn)相β基本被消耗完畢，達(dá)到平衡穩(wěn)定狀態(tài)，所以在深冷后期兩相體積分?jǐn)?shù)沒有明顯的變化。

3) 深冷12 h時(shí)，材料的綜合力學(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)度為1 270 MPa，延伸率為16.5%。在12 h以后，局部回復(fù)作用越發(fā)明顯，晶粒尺寸下降趨勢(shì)逐漸變小，并且亞穩(wěn)態(tài)β相在深冷12 h后基本被消耗完畢，體系內(nèi)部基本不發(fā)生相的轉(zhuǎn)變，因此，材料在深冷超過(guò)12 h以后，抗拉強(qiáng)度有所下降，隨后趨于穩(wěn)定。而延伸率在深冷18 h時(shí)取得最大值19%，在后續(xù)的深冷過(guò)程中，延伸率變化不大，先是下降，隨后也是趨于穩(wěn)定。