高湛翔,徐 丹,李 江,簡(jiǎn)仕超,黃翰一,劉文廣,萬(wàn)明攀，2

(1.貴州大學(xué), 貴州 貴陽(yáng) 550025)(2.貴州省材料結(jié)構(gòu)與強(qiáng)度重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 貴州 貴陽(yáng) 550025)

鈦合金具有比強(qiáng)度高、密度低、耐腐蝕、耐高溫等優(yōu)良性能，是新興的結(jié)構(gòu)和功能材料[1-3]。TC4鈦合金是目前用量最大、應(yīng)用范圍最廣的一種α+β型兩相鈦合金，主要應(yīng)用于航空航天、艦船和醫(yī)療等領(lǐng)域[4，5]。但鈦合金也存在一些不足，如工藝性能差、硬度低、耐磨性能較差，影響了鈦合金工件的安全性與可靠性[6，7]。針對(duì)鈦合金硬度低、耐磨損性差等問(wèn)題，國(guó)內(nèi)外眾多學(xué)者進(jìn)行了大量研究。羅軍明等[8]首先采用噴丸處理在TC4鈦合金表面制備強(qiáng)化過(guò)渡層，再采用微弧氧化技術(shù)對(duì)納米晶過(guò)渡層進(jìn)行微結(jié)構(gòu)重構(gòu)，有效提高了其表面硬度。宋振華等[9]利用添加氧化鑭的固體滲硼劑對(duì)TC4鈦合金進(jìn)行滲硼處理，獲得了均勻致密、硬度優(yōu)良的滲層組織。李金龍等[10]采用等離子體增強(qiáng)磁控濺射系統(tǒng)，在TC4鈦合金表面沉積CrN單層和疏密交替的CrN多層涂層，有效提高了合金的硬度和耐磨性。以上硬化方法都是通過(guò)改變鈦合金表層的化學(xué)成分進(jìn)而獲得硬化層。

采用高頻感應(yīng)加熱處理進(jìn)行表面改性是提高鋼鐵材料表面硬度行之有效的技術(shù)手段之一。高頻感應(yīng)加熱具有升溫速度快、氧化少、脫碳輕微、無(wú)需氣體保護(hù)、無(wú)保溫過(guò)程、操作簡(jiǎn)便、電能利用率高、節(jié)能環(huán)保等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于金屬材料的快速加熱處理。孫浩等[11]利用電磁感應(yīng)加熱制備的AZ80-0.2Y鎂合金半固態(tài)坯料較傳統(tǒng)等溫處理法制備的坯料晶粒更為細(xì)小，成形能力也更佳。姜雁斌等[12]利用感應(yīng)加熱連續(xù)退火方法對(duì)加工態(tài)銅包鋁復(fù)合線材進(jìn)行軟化處理，使Cu層和Al芯快速升溫至其再結(jié)晶溫度，直接快速冷卻，從而使Cu層和Al芯的再結(jié)晶晶粒細(xì)化，明顯提高了兩者晶粒尺寸的均勻性。

本研究采用高頻感應(yīng)加熱對(duì)TC4鈦合金進(jìn)行快速加熱淬火處理，然后在不同溫度下進(jìn)行時(shí)效處理，研究TC4鈦合金在高頻感應(yīng)加熱淬火和時(shí)效處理過(guò)程中的組織演變規(guī)律，以及對(duì)合金顯微硬度的影響，以期為TC4鈦合金的表面硬化處理提供新思路，為拓寬鈦合金的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為西部鈦業(yè)有限責(zé)任公司利用真空自耗電弧爐3次熔煉的TC4鈦合金鑄錠。鑄錠經(jīng)開(kāi)坯、鍛造處理得到厚度為65 mm板材。板材原始組織(圖1)由粒徑為8～20 μm的等軸α相(αp)和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，為典型的雙態(tài)組織。原始組織中等軸α相占比約為38%。

圖1 TC4鈦合金的原始組織

從TC4鈦合金板材上截取φ10 mm×19 mm的圓柱試樣。將TC4鈦合金試樣置于SYG-10AB型高頻感應(yīng)加熱設(shè)備(最大加熱功率為10 kW)的感應(yīng)線圈內(nèi)進(jìn)行淬火處理，加熱頻率為600～1100 kHz，加熱功率為2.9 kW，加熱電流為25.8 A，加熱時(shí)間分別為1.4、1.5、1.6 s，冷卻方式為水冷。將試樣轉(zhuǎn)移到預(yù)先設(shè)置好溫度的OTF-1200X型管式真空爐內(nèi)進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度分別為350、400、450 ℃，保溫時(shí)間均為6 h，同時(shí)通入氬氣保護(hù)。將圓柱試樣從中部截?cái)啵铆h(huán)氧樹(shù)脂鑲嵌，再用SiC金相砂紙逐級(jí)打磨，采用配比為V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O) =1∶3∶7的腐蝕劑浸蝕。采用Leica DMI 5000M光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。利用HVS-1000維氏硬度計(jì)測(cè)量試樣顯微硬度，加載載荷為0.9 N，加載時(shí)間為10 s，測(cè)量點(diǎn)間距離為0.2 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖2為TC4鈦合金經(jīng)高頻感應(yīng)加熱1.4、1.5、1.6 s淬火后的顯微組織。從圖2可以看出，經(jīng)高頻感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火后，TC4鈦合金顯微組織中的等軸α相數(shù)量從心部到表層逐漸減少，形成了一種梯度組織；隨著加熱時(shí)間的增加，梯度轉(zhuǎn)變層的厚度逐漸增大，在感應(yīng)加熱時(shí)間為1.6 s時(shí)厚度達(dá)到4.5 mm，如圖3所示。TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火后，表層和心部顯微組織如圖4所示，等軸α相體積分?jǐn)?shù)如圖5所示。從圖4、圖5可以看出，TC4鈦合金感應(yīng)加熱時(shí)間為1.4 s時(shí)，心部與表層組織差異較大，表層等軸α相體積分?jǐn)?shù)為14.82%，基體為馬氏體α′相，而心部等軸α相體積分?jǐn)?shù)為23.4%；感應(yīng)加熱時(shí)間為1.5 s時(shí)，表層等軸α相明顯減少，體積分?jǐn)?shù)僅為5.8%，馬氏體α′相占比增加，心部等軸α相體積分?jǐn)?shù)也有所下降，約為20.9%；而感應(yīng)加熱時(shí)間為1.6 s時(shí)，表層等軸α相全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體α′相，心部等軸α相體積分?jǐn)?shù)因加熱時(shí)間的增加而進(jìn)一步降低，約為10.1%。

圖2 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火后的顯微組織

圖3 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火后的梯度層厚度

圖4 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火后表層和心部的顯微組織

圖5 感應(yīng)加熱時(shí)間對(duì)TC4鈦合金顯微組織中等軸α相體積分?jǐn)?shù)的影響

TC4鈦合金試樣置于感應(yīng)線圈中加熱時(shí)，由于集膚效應(yīng)會(huì)使試樣中的感應(yīng)電流分布不均勻，從而引起試樣中每一部分的發(fā)熱量不均勻。在感應(yīng)加熱過(guò)程中，靠近表面的大量電能轉(zhuǎn)換為熱能，試樣表面溫度越來(lái)越高，當(dāng)表面溫度超過(guò)合金的β轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?。?dāng)感應(yīng)加熱1.4 s時(shí)，從合金的顯微組織可以推斷此時(shí)的表面溫度已經(jīng)超過(guò)β轉(zhuǎn)變溫度，但由于時(shí)間短，等軸α相未能全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵陔S后的冷卻過(guò)程中β相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體α′相，而等軸α相不變，保留高溫時(shí)的形態(tài)。感應(yīng)加熱時(shí)間延長(zhǎng)至1.5 s，TC4鈦合金顯微組織中的細(xì)針狀馬氏體更長(zhǎng)，這是由于加熱時(shí)間延長(zhǎng)，等軸α相含量減少，β晶粒長(zhǎng)大粗化所致。感應(yīng)加熱時(shí)間延長(zhǎng)至1.6 s，試樣表層溫度會(huì)更高，β晶粒進(jìn)一步粗化，導(dǎo)致其淬火產(chǎn)物馬氏體α′相更粗大。而試樣心部的電流小，產(chǎn)生的熱量少。心部溫度上升主要靠表層熱量的傳導(dǎo)，若加熱時(shí)間很短，心部溫度難以超過(guò)β相轉(zhuǎn)變溫度，快速冷卻后心部顯微組織變化不大。隨著加熱時(shí)間的延長(zhǎng)，表面?zhèn)髦羶?nèi)部的熱量也增加，心部溫度快速升高，導(dǎo)致心部更多的等軸α相發(fā)生轉(zhuǎn)變。

圖6為TC4鈦合金經(jīng)高頻感應(yīng)加熱1.5 s淬火后再經(jīng)350、400、450 ℃時(shí)效處理6 h后的顯微組織。從圖6可以看出，時(shí)效溫度從350 ℃增加到450 ℃，顯微組織中等軸α相晶粒尺寸以及體積分?jǐn)?shù)幾乎沒(méi)有變化，說(shuō)明在350～450 ℃溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行時(shí)效時(shí)，時(shí)效溫度對(duì)等軸α相的影響很小，等軸α相的形態(tài)及體積分?jǐn)?shù)主要由高頻感應(yīng)加熱決定。TC4鈦合金淬火形成的馬氏體α′相在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的, 時(shí)效加熱時(shí)會(huì)發(fā)生分解，最終形成平衡狀態(tài)的α+β組織。不同的時(shí)效溫度下，基體析出的次生α相(αs)尺寸和數(shù)量明顯不同。在350 ℃時(shí)效時(shí)溫度偏低，馬氏體α′相在時(shí)效過(guò)程中缺乏分解的驅(qū)動(dòng)力，分解不明顯，所以時(shí)效處理后的顯微組織由少量細(xì)針狀的次生α相和大量未分解的α′相組成(圖6a、6b)。隨著時(shí)效溫度增加到400 ℃和450 ℃，組織中的α′相分解出的次生α相逐漸增多且變得粗大(圖6c～6f)。在較高溫度時(shí)效時(shí)，充足的能量使得原子既具有一定擴(kuò)散力，又有一定驅(qū)動(dòng)力，能有效克服形核勢(shì)壘，利于α相的形核及長(zhǎng)大。另外，隨著時(shí)效溫度的增加，TC4鈦合金第二相析出量不斷增加的同時(shí)析出相也進(jìn)入了長(zhǎng)大階段，且析出相向界面自由能最小方向生長(zhǎng)，導(dǎo)致次生α相的厚度隨時(shí)效溫度的提高而增加。

圖6 TC4鈦合金感應(yīng)加熱淬火處理(t=1.5 s)后再經(jīng)不同溫度時(shí)效后的顯微組織

2.2 顯微硬度

經(jīng)高頻感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火及不同溫度時(shí)效6 h后，TC4鈦合金表層到心部的顯微硬度分布如圖7所示。從圖7可以看出，TC4鈦合金顯微硬度由表層到心部逐漸降低，呈明顯的梯度分布。這是由于集膚效應(yīng)使得TC4鈦合金電流密度從表層到心部逐漸減小而形成溫度梯度，表層升溫速度快，超過(guò)β轉(zhuǎn)變溫度，從而在接下來(lái)的淬火過(guò)程中形成馬氏體α′相，在時(shí)效過(guò)程中能夠形成細(xì)片狀的α相，得到進(jìn)一步強(qiáng)化；而心部升溫速度慢，加熱過(guò)程中等軸α相沒(méi)有完全溶解到β相中，在冷卻過(guò)程中沒(méi)有形成過(guò)飽和固溶體α′相或形成的α′相數(shù)量非常少，因此后期時(shí)效處理時(shí)的強(qiáng)化作用不明顯。隨著時(shí)效溫度升高，TC4鈦合金表層到心部的顯微硬度整體降低。這是由于TC4鈦合金在高頻感應(yīng)加熱快速冷卻后表層獲得了馬氏體α′相，在時(shí)效處理過(guò)程中會(huì)分解出細(xì)小的α相，隨著時(shí)效溫度的升高使得細(xì)片狀α相尺寸逐漸增大，同時(shí)α/β相界面所占整個(gè)組織的體積分?jǐn)?shù)會(huì)下降，而α/β相界面是鈦合金中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的主要障礙[13]，所以位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙減小，在外力作用下位錯(cuò)易于運(yùn)動(dòng)，表現(xiàn)出硬度下降。隨著感應(yīng)加熱時(shí)間的增加，相同時(shí)效溫度下TC4鈦合金的顯微硬度也有增加趨勢(shì)。這由于感應(yīng)加熱時(shí)間增加，超過(guò)β轉(zhuǎn)變溫度的加熱層就越厚，同時(shí)表層溫度也會(huì)越高，在隨后的快速冷卻過(guò)程中凍結(jié)更高濃度的空位[14]，提升時(shí)效時(shí)α相的形核率，促使更細(xì)小α相的析出，有效強(qiáng)化基體。由此可見(jiàn)，通過(guò)高頻感應(yīng)加熱淬火可以使TC4鈦合金獲得表面硬度高而心部硬度低的梯度組織，從而賦予合金不同的性能。

圖7 TC4鈦合金感應(yīng)加熱不同時(shí)間淬火及不同溫度時(shí)效后的顯微硬度

3 結(jié) 論

(1) 高頻感應(yīng)加熱淬火后，TC4鈦合金可獲得表層組織以馬氏體α′相為主、心部為原始雙態(tài)組織的梯度組織；梯度組織的厚度隨感應(yīng)加熱時(shí)間的增加而增加。

(2) 經(jīng)高頻感應(yīng)加熱淬火+時(shí)效處理后，TC4鈦合金試樣的顯微硬度從表層到心部呈梯度分布；隨感應(yīng)加熱時(shí)間的增加，顯微硬度有所增大；隨著時(shí)效溫度的升高，顯微硬度呈下降趨勢(shì)。