深冷处理时间对TC4钛合金微观组织结构及力学性能的影响

李晓琛， 王世颖， 陈智栋,2

(1.常州大学 材料科学与工程学院，江苏 常州 213164； 2.常州大学 石油化工学院，江苏 常州 213164)

在众多钛合金中，TC4双相钛合金具有良好的力学性能和加工性能而被广泛的应用于航空航天领域以及医疗领域[1]。随着需求的日益增长，传统的TC4双相钛合金的力学性能需要一些后续的加工方法进行提升。目前，深冷处理技术作为一种低成本而有效的处理手段被众多研究者使用[2]。深冷处理技术是近十年以来提出的提升材料力学性能的一种处理手段，科研学者研究表明，深冷处理会影响材料的微观组织结构，通过调控晶粒尺寸，改变相分布[3-4]。通常来说，微观组织结构的变化，会使得力学性能发生一定的变化。AKHBARIZADEH等[5]研究发现对1.2080工具钢的深冷处理可以促进从残余奥氏体到马氏体的相变并形成细分散和均匀分布的碳化物颗粒。MA等[6]发现，深冷处理的铜锆合金内部马氏体数量远超过处理前。张玉婷等[7]以W6Mo9Cr4VCo8(简称W6)高速钢为研究对象,通过研究深冷处理工艺对高速钢残余应力的影响规律，利用极差分析法对深冷处理工艺参数进行一定程度的优化。通过研究发现，深冷处理将淬火后的残余拉应力状态调整为压应力，优化后的深冷处理工艺组合为深冷温度150 ℃、深冷保温时间为12 h以及深冷次数为2次。经深冷处理后的W6高速钢在晶格缺陷处析出大量的细小碳化物会阻碍晶粒的位错运动导致相邻晶粒之间变形量减少，细小碳化物均匀分布将减少位错应力最终影响宏观残余应力。过去深冷处理的研究重要集中在Mn钢、碳钢等材料，对钛合金的研究相对较少。近期，GU等[8-9]对β钛合金进行深冷处理，发现深冷处理可以促进钛合金中相的转变。但对于TC系钛合金的深冷处理，尤其是深冷时间对其微观组织与力学性能的影响规律缺乏系统的研究。因此，研究通过对TC4双相钛合金进行不同时间的深冷处理，探究深冷处理时间对材料的微观组织结构以及力学性能的影响。

1 实验部分

1.1 实验材料

实验基本材料为退火态TC4双相钛合金，成分见表1，利用线切割机分别将基体材料加工成长×宽×高分别为10 mm × 10 mm × 2.6 mm 的块状样品以及截面长×宽为3 mm × 2.6 mm，标距为8 mm骨头状样品，样品完成切割以后，将样品先进行清水冲洗，然后将样品浸入无水乙醇中并且进行超声除油，超声时间约为15 min，超声结束后吹干，在砂纸上进行打磨以去除样品表面的缺陷以及杂质，直到表面露出银白色金属光泽。

表1 TC4双相钛合金的成分Table 1 Chemical compositions of TC4 dual-phase titanium alloy%

1.2 实验步骤

1.2.1 深冷处理

深冷处理采用直接液氮浸渍法，将切割好的TC4样品直接浸入到液氮(-196 ℃)中，分别保温6，12，18，24，36 h后，将样品取出放置在室温环境下，恢复至室温。

1.2.2 微观组织结构表征

将块状样品先依次使用200～2 400#砂纸打磨表面，即RD-TD平面(RD为轧制方向，TD为横向，无特殊说明，文中表面均指该平面)，使其表面平整光滑，且留下2 400#砂纸的打磨划痕，最后机械抛光与腐蚀交替进行。抛光液采用质量分数为30%的过氧化氢溶液和二氧化硅粉末混合溶液；腐蚀液为V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶4∶45配置的混合溶液，腐蚀时间约为20 s。该交替过程重复4～5次即可完成试样制备，吹干后，用于后续组织结构的表征。

使用金相显微镜(PG-2C)在400倍数下，采取截线法对视场内晶粒尺寸进行统计，为保证统计结果具有代表性，总观察面积长×宽为150 μm×100 μm，晶粒100个。采用扫描电子显微镜(JEOL，JSM-6360LA)，在20 kV的加速电压下通过二次电子像对样品进行形貌观察，统计样品中α，β两相体积分数。

1.2.3 力学性能表征

依次使用200～2 400# 砂纸打磨样品表面，直到样品表面平整。而后采用30%过氧化氢溶液和二氧化硅粉末(粒径约为60 nm)的混合液进行抛光，直至样品表面光亮。对样品中心区域进行硬度测试，实验加载力选取0.98 N，加载时间为15 s，每个样品选择12个点进行测试，最后取平均值。

将骨头状拉伸样品进行细磨，再次清洗吹干后在常温下进行拉伸试验，拉伸速率为1.0×10-3s-1，拉伸方向平行于轧制方向。考虑实验误差的因素，每组样品准备4根样条进行拉伸。

2 结果与讨论

2.1 深冷时间对微观组织结构的影响

2.1.1 深冷时间对晶粒尺寸的影响

(a) 原始样品

(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 图1 TC4双相钛合金在不同时间深冷处理后的微观组织图Fig.1 Microstructures of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

图2 TC4双相钛合金在不同时间深冷处理后的晶粒尺寸Fig.2 Grain size of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

图3 TC4双相钛合金在不同时间深冷处理后的XRD图Fig.3 XRD diagram of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different timess

图4 TC4双相钛合金在不同时间深冷处理后的半高宽峰值强度变化Fig.4 FWHM peak of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

2.1.2 深冷时间对两相体积分数的影响

TC4双相钛合金在深冷不同时间后微观组织的扫描电镜照片(SEM)如图5所示。图5(a)为原始样品，其中黑色部分为α相，体积分数为89.87%，白色部分为β相，体积分数为10.13%。图5(b)～图5(f)分别对应深冷6，12，18，24，36 h后样品的微观组织。图6为图5中不同深冷时间条件下对应的β相体积分数统计图,随着深冷时间的延长，β相体积分数逐渐下降，转变为α相。对图5和图6综合分析发现，β相体积分数的变化分为2个阶段；第1阶段为0～12 h，在第1阶段内，β相体积分数由10.13%下降到6.9%，下降幅度为31.9%；第2阶段为12～18 h，在第2阶段内，β相体积分数由6.9%下降到6.4%，下降幅度为7.2%。第1阶段β相体积分数的下降幅度较大，相转变的趋势较为明显。随着深冷时间的延长，体积收缩和晶格畸变加剧了材料内部变形能的堆积，可以产生大量位错和亚晶结构，导致了晶体处于不稳定状态。当样品从深冷环境取出后，样品内部通过回复自发回到低能量状态，并导致了β相向α相转变[10, 12]。在位错增殖和运动过程中，亚稳态β相沿位错线分解并且新的α相会在β相分解的地方形核；12 h后，体系内部亚稳相β已经被消耗完毕，材料趋于稳定，继续延长深冷处理的时间也不会对β相向α相的转变产生明显的促进作用，所以造成了第2阶段β相体积分数下降幅度较少。

(a) 原始样品

(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图5 TC4双相钛合金在深冷不同时间后的微观组织扫描电镜图Fig.5 Microstructure of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic treatment at different times

图6 TC4双相钛合金在深冷不同时间后的β相体积分数变化Fig.6 Changes of β-phase volume fraction of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

2.2 深冷时间对力学性能的影响

深冷不同时间后硬度变化如图7所示。在深冷前期0～12 h时，硬度逐渐上升，由360.46 HV上升到430.99 HV。继续增加深冷时间，硬度在18 h出现了小幅度的下降，并在随后的深冷过程中，硬度几乎没有明显变化。

图7 TC4双相钛合金在深冷不同时间后显微硬度的变化Fig.7 Changes in microhardness of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

深冷不同时间后的抗拉强度如图8所示，在深冷前期0～12 h时，抗拉强度由1 125 MPa上升到1 270 MPa，达到最大值；12 h之后，抗拉强度出现小幅下降，并在36 h时趋于平稳。图8(b)为不同深冷时间后的断裂延伸率，在深冷前期12 h时对应的延伸率为16.5%；在深冷18 h时，取得了深冷阶段延伸率的最大值，为19%。继续增加深冷时间，延伸率有小幅度的下降，最终趋于平稳。

(a) 抗拉强度

(b) 延伸率图8 TC4双相钛合金在深冷不同时间后拉伸力学性能的变化Fig.8 Changes in tensile mechanical properties of TC4 dual-phase titanium alloy after cryogenic cooling for different times

通过对力学性能与微观组织结构综合分析可以发现，深冷12 h时，虽然晶粒尺寸不是最细，β相体积分数不是最小，但无论晶粒尺寸还是 β 相体积分数都达到稳定。从力学性能变化中可以发现，深冷12 h后的样品获得了最有益的综合力学性能。在0～12 h这一深冷阶段，晶粒尺寸和β相体积分数都下降得比较快，这是由于冷压缩变形对于晶粒尺寸的作用比较明显，而此时较弱的局部回复对于整体晶粒尺寸的影响不明显，所以在此阶段晶粒尺寸有明显的下降。同时，在此阶段，样品内亚稳态β相含量相对较高，所以深冷过程中有更多的亚稳相趋于向稳定状态转变，在第一阶段内β相体积分数下降得较明显。而在12 h之后，样品还可能存在明显的局部回复作用[13]，因此，更长的深冷过程中晶粒尺寸下降得较慢。同时，在此阶段，亚稳相β已经基本在12 h的深冷处理中被消耗完毕，达到平衡稳定状态，因此，即使深冷超过12 h，β相的体积分数几乎没有变化。材料在深冷12 h后，抗拉强度和硬度有一定的下降，延伸率上升，主要受局部回复作用的影响。

3 结 论

TC4双相钛合金在经过深冷处理后微观组织结构和力学性能发生了明显的变化。

1) 随着深冷时间的延长，晶粒尺寸和β相体积分数呈下降趋势，主要分为两个阶段，在初期阶段(0～12 h)下降明显，晶粒尺寸下降了约12%，β相体积分数下降了31.9%；12～36 h后下降趋于平缓，晶粒尺寸下降了约4.9%，β相体积分数下降了7.2%。这是由于在深冷前期，体系内部不稳定的晶粒相对较多，在冷压缩力的作用下发生破碎，晶粒得到细化，而局部回复作用不明显，对整体晶粒尺寸的影响较小，两者共同作用使得晶粒细化明显。12 h之后，局部回复作用比较明显，并且体系内部不稳定的晶粒经过初期的深冷处理已经明显减少，所以，在深冷后期过程中，晶粒尺寸下降较不明显。

2) 随着深冷时间的延长，β相体积分数逐渐减少，向α相转变。在深冷初期，材料内部存在的亚稳相β相对较多，β相体积分数下降了31.9%。而在深冷后期，体系内部的亚稳相β基本被消耗完毕，达到平衡稳定状态，所以在深冷后期两相体积分数没有明显的变化。

3) 深冷12 h时，材料的综合力学性能最好，抗拉强度为1 270 MPa，延伸率为16.5%。在12 h以后，局部回复作用越发明显，晶粒尺寸下降趋势逐渐变小，并且亚稳态β相在深冷12 h后基本被消耗完毕，体系内部基本不发生相的转变，因此，材料在深冷超过12 h以后，抗拉强度有所下降，随后趋于稳定。而延伸率在深冷18 h时取得最大值19%，在后续的深冷过程中，延伸率变化不大，先是下降，随后也是趋于稳定。