基于多工藝參數(shù)醫(yī)用TC20鈦合金棒固溶時(shí)效試驗(yàn)研究，探究高溫固溶誘發(fā)馬氏體相變的硬化機(jī)制，分析時(shí)效升溫對(duì)合金塑性強(qiáng)度及斷裂韌性的劣化規(guī)律，篩選最優(yōu)熱處理制度

鈦及鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕和生物相容性好等優(yōu)良性能，是極其重要的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，廣泛用于航空航天、車(chē)輛工程和生物醫(yī)學(xué)工程等領(lǐng)域，具有重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。其中，TC20(Ti-6Al-7Nb)鈦合金作為第 2 代 α+β 型醫(yī)用鈦合金，其機(jī)械性能與 Ti-6Al-4V 合金相當(dāng)，且以無(wú)毒的 β相穩(wěn)定元素 Nb 取代了毒性元素 V，消除了 V 元素對(duì)人體的毒害作用，被廣泛用作外科植入物金屬材料[4,5]。

眾所周知，大多數(shù)鈦合金產(chǎn)品在最終使用前都要進(jìn)行熱處理，利用鈦合金在加熱和冷卻過(guò)程發(fā)生的相變獲得所期望的組織，從而改善合金的力學(xué)性能和工藝性能[6]。通過(guò)合理控制熱處理工藝參數(shù)，可實(shí)現(xiàn)合金的最佳強(qiáng)韌性匹配。其中，固溶時(shí)效又稱(chēng)強(qiáng)化熱處理，利用相變產(chǎn)生強(qiáng)化效果，是鈦合金熱處理強(qiáng)化的主要方式[7]。斷裂韌性 KIC 表征材料抵抗裂紋擴(kuò)展的能力，是材料的固有特性，只與材料的化學(xué)成分、熱處理及加工工藝有關(guān)[8]。目前，國(guó)內(nèi)外針對(duì)TC20鈦合金的研究主要集中在熱變形行為、力學(xué)性能和表面改性等方面[9-11]，而對(duì)經(jīng)固溶時(shí)效后TC20鈦合金的斷裂韌性研究還較少。

本研究以鍛態(tài)TC20鈦合金為研究對(duì)象，對(duì)其進(jìn)行不同的固溶時(shí)效處理。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和顯微維氏硬度計(jì)等手段，結(jié)合室溫拉伸試驗(yàn)和平面應(yīng)變斷裂韌性試驗(yàn)，研究不同固溶溫度和時(shí)效溫度對(duì)TC20 鈦合金的顯微組織、力學(xué)性能和斷口形貌的影響，旨在優(yōu)化固溶時(shí)效工藝，為該合金的實(shí)際生產(chǎn)制定合理的熱處理工藝提供理論依據(jù)。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為Φ100 mm255 mm的鍛態(tài)TC20鈦合金棒材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為:5.9Al、7.2Nb、0.36 Ta、0.18 Fe、0.06 C、0.023 N、0.006 H、0.18 O，其余為T(mén)i。該合金的α+β→β相變溫度約為1010℃。TC20鈦合金的原始組織由等軸和板條狀的初生α相以及片層狀β轉(zhuǎn)變組織組成，為典型的雙態(tài)組織，如圖1所示，在掃描電鏡照片中可以清晰地觀察到許多細(xì)小片層。從鍛棒坯料上取樣，采用機(jī)械加工將TC20鈦合金制備成Φ8mm×12mm的圓柱狀試樣，然后在SX2-2.5-10A型箱式電阻爐中對(duì)合金試樣按表1工藝進(jìn)行固溶時(shí)效處理。將原始及熱處理后的合金試樣進(jìn)行打磨和拋光，采用HVS-1000型數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試合金硬度,采用試劑HF:HNO₃:H₂O體積比為1:3:9的Kroll試劑進(jìn)行腐蝕，最后通過(guò)XJP-6A光學(xué)顯微鏡觀察金相組織。

室溫拉伸試驗(yàn)按照GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》在INSTRON8801電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上執(zhí)行，拉伸速率為1mm/min，試樣標(biāo)距尺寸為Φ7mm×35mm。測(cè)定合金的抗拉強(qiáng)度(σ_b)、屈服強(qiáng)度(σ_s)、伸長(zhǎng)率(δ)、斷面收縮率(ψ)和彈性模量(E)。平面應(yīng)變斷裂韌性試驗(yàn)采用標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸(CT)試樣，試樣均取L-R向，厚度B=18mm，具體尺寸如圖2所示。試樣缺口采用鉬絲進(jìn)行線切割，CT試樣疲勞裂紋的預(yù)制及靜加載斷裂均在INSTRON8801電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，具體試驗(yàn)方法和數(shù)據(jù)處理均按照GB/T4161-2007《金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌度KIc試驗(yàn)方法》進(jìn)行。利用SU1510型鎢燈絲掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣和CT試樣的斷口形貌特征。

表1 TC20鈦合金固溶時(shí)效處理工藝參數(shù)

Table 1 Solution aging treatment process parameters ofTC20titanium alloy

Note: WQ: water quenching; AC: air cooling; solution time: 0.5 h;aging time:4h

2、結(jié)果與分析

2.1固溶溫度對(duì)TC20鈦合金顯微組織和硬度的影響

圖3為T(mén)C20鈦合金在不同固溶溫度下保溫0.5h后水冷的顯微組織。如圖3a所示，當(dāng)固溶溫度為900℃時(shí)，初生α相的體積分?jǐn)?shù)減少，次生α相析出，合并并長(zhǎng)大。圖3b為合金經(jīng)950℃固溶處理后的顯微組織,由于固溶溫度較高,接近 β相轉(zhuǎn)變點(diǎn),發(fā)生了 α → β相轉(zhuǎn)變,部分 α相轉(zhuǎn)變成 β相,水淬后保留并得到等軸α相、次生α相和亞穩(wěn)定β相，次生α相呈短棒狀。當(dāng)固溶溫度為1000℃(圖3c),此時(shí)合金靠近α+β→β相變點(diǎn)，淬火后形成針狀馬氏體α'。如圖3d在β單相區(qū)經(jīng)1050℃固溶處理后，合金組織中初生α相完全消失，交錯(cuò)的針狀馬氏體α'彌散分布在β基體上，呈現(xiàn)各向異性。當(dāng)鈦合金經(jīng)高溫固溶處理后快速冷卻時(shí)，由于β→α相轉(zhuǎn)變的過(guò)程來(lái)不及進(jìn)行，從而使β相轉(zhuǎn)變?yōu)槌煞峙c母相相同，而晶體結(jié)構(gòu)不同的過(guò)飽和固溶體，即馬氏體[12]。

圖4為T(mén)C20鈦合金原始鍛態(tài)及經(jīng)900、950、1000和1050℃固溶處理后的維氏硬度柱狀圖。從圖中可以得知，未經(jīng)固溶處理的原始鍛態(tài)TC20鈦合金的硬度(HV)為2846MPa，經(jīng)固溶處理后，合金的硬度顯著提高，并且隨著固溶溫度的升高，硬度呈上升趨勢(shì)。這是因?yàn)楹辖鹪趦上鄥^(qū)固溶時(shí)，溫度越高，初生α相的體積分?jǐn)?shù)越少，β相的體積分?jǐn)?shù)增加;同時(shí)合金中的元素?cái)U(kuò)散能力增強(qiáng)，β相穩(wěn)定元素Nb，伴隨著初生α相中的Nb元素向β相擴(kuò)散，富集在β相，起到固溶強(qiáng)化的作用[13]。然而在1000和1050℃固溶后的硬度明顯比在900和950℃固溶后的硬度高，分別高達(dá)4512、4570 MPa。這是由于合金自 β相區(qū)淬火時(shí)， β相發(fā)生切變型晶格轉(zhuǎn)變，體心立方(bcc)的β相轉(zhuǎn)變?yōu)槊芘帕?hcp)晶格的針狀馬氏體α'相，生成的馬氏體相具有較高的硬度[14]。TC20鈦合金屬于α+β型鈦合金，其固溶處理溫度一般選擇在α+β→β相變溫度以下40~100℃，防止在β相區(qū)加熱造成晶粒粗大，塑性降低[15]。綜合考慮上述結(jié)果，認(rèn)為固溶溫度選擇950℃較為合適。

2.2時(shí)效溫度對(duì)TC20鈦合金顯微組織和硬度的影響

圖5為T(mén)C20鈦合金經(jīng)950℃固溶處理后分別在500、550和600℃時(shí)效4h后的顯微組織。合金經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后，亞穩(wěn)定β相分解為細(xì)小的次生α相，彌散分布在β基體上。當(dāng)時(shí)效溫度為500℃時(shí)，合金組織主要由等軸α相及細(xì)小的次生a組成，組織相對(duì)均勻致密。當(dāng)時(shí)效溫度升高到550℃時(shí)，次生α相逐漸增多且粗化。當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)升高到600℃時(shí)，亞穩(wěn)定β相完全分解，彌散析出大量的次生α相發(fā)生合并長(zhǎng)大,形成尺寸較大的片層狀α相。

圖6為T(mén)C20鈦合金在不同時(shí)效溫度下的維氏硬度變化。從圖中可以看出，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的硬度呈緩慢增加的趨勢(shì)，這主要是因?yàn)闀r(shí)效溫度越高，原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，有利于促使亞穩(wěn)定β相分解出更多的次生α相，從而產(chǎn)生時(shí)效硬化作用。故而時(shí)效溫度越高，合金的硬度越大。

2.3 TC20鈦合金拉伸性能和斷裂韌性評(píng)價(jià)

表2為T(mén)C20鈦合金的室溫拉伸力學(xué)性能及斷裂韌性。從表2中可以看出，未經(jīng)固溶時(shí)效處理的原始鍛態(tài)TC20鈦合金的塑性較好，其伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別高達(dá)15.49%、28.86%，但其強(qiáng)度較低。經(jīng)固溶時(shí)效處理后，合金試樣6、7、8的力學(xué)性能較鍛態(tài)試樣1有明顯的變化。隨著時(shí)效溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度變化不大，而屈服強(qiáng)度和彈性模量略有增加。總體來(lái)看，合金的強(qiáng)度有所提高，塑性和韌性有所下降。綜合考慮，時(shí)效溫度宜選為500℃，此條件下TC20鈦合金抗拉強(qiáng)度為1106MPa,屈服強(qiáng)度為1019MPa,斷裂韌性高達(dá)87.6MPa·m^1/2，可實(shí)現(xiàn)良好的強(qiáng)韌性匹配。

2.4拉伸和斷裂斷口形貌

圖7為T(mén)C20鈦合金拉伸試樣的斷口SEM照片。從圖7a中可以觀察到，未經(jīng)固溶時(shí)效處理的鍛態(tài)試樣1的斷口高低起伏大，表面存在少量韌窩，尺寸大且深，說(shuō)明合金的塑性較好，為典型的韌性斷裂。如圖7b所示，試樣6的斷口分布著大量韌窩，尺寸小且均勻分布，呈韌性斷裂特征。試樣7的斷口表面依然分布著大量韌窩，但同時(shí)出現(xiàn)了二次裂紋和撕裂棱(圖7c)，呈現(xiàn)準(zhǔn)解理特征。如圖7d所示，試樣8的斷口表面存在少量韌窩，伴隨著形成的空洞，呈現(xiàn)以河流狀花樣和解理臺(tái)階為特征的解理斷裂。隨著時(shí)效溫度的升高，拉伸試樣斷口表面逐漸出現(xiàn)二次裂紋和空洞，塑性逐漸降低，與室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果一致。圖8為T(mén)C20鈦合金CT試樣的斷口SEM照片。從圖8a中可以看出，未經(jīng)固溶時(shí)效處理的鍛態(tài)試樣1的韌性斷裂斷口表面布滿韌窩，出現(xiàn)大量二次裂紋及未形成裂紋的微孔。圖8b為試樣6的斷口形貌，韌窩呈等軸狀均勻分布，尺寸小而深，為韌性斷裂。如圖8c所示，試樣7的斷口表面有大量微孔和撕裂棱，呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征。圖8d中試樣8的斷口表面以解理面為主，呈現(xiàn)小韌窩和解理面混合的解理斷裂特征。隨著時(shí)效溫度的升高，韌窩尺寸逐漸變小變淺，斷裂韌性逐漸降低，這與平面應(yīng)變斷裂韌性試驗(yàn)測(cè)試結(jié)果一致。

表2 TC20鈦合金室溫拉伸力學(xué)性能和斷裂韌性

Table 2 Room temperature tensile mechanical properties and fracture toughness ofTC20titanium alloy

3、結(jié)論

1)隨著固溶溫度的升高，合金的硬度呈明顯上升趨勢(shì)。在兩相區(qū)固溶時(shí)，隨著溫度的升高，初生α相的體積分?jǐn)?shù)減少，β相的體積分?jǐn)?shù)增加。自β相區(qū)淬火時(shí)，β相發(fā)生切變型晶格轉(zhuǎn)變，生成具有較高硬度的針狀馬氏體α'相。

2)經(jīng)固溶時(shí)效處理后，亞穩(wěn)定β相分解為細(xì)小的次生α相，彌散分布在β基體上。當(dāng)固溶溫度(950℃)一定時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，合金的強(qiáng)度和硬度提高，塑性和韌性下降。經(jīng)綜合考慮分析，固溶時(shí)效工藝宜選為950℃/0.5hWQ+500℃/4hAC，此條件下TC20鈦合金抗拉強(qiáng)度為1106MPa，屈服強(qiáng)度為1019 MPa，斷裂韌性高達(dá)87.6MPa·m^1/2，可實(shí)現(xiàn)良好的強(qiáng)韌性匹配。

3)未經(jīng)固溶時(shí)效處理的鍛態(tài)TC20鈦合金拉伸和CT試樣，其斷口呈現(xiàn)典型的韌性斷裂形貌特征，而經(jīng)不同固溶時(shí)效處理的試樣斷口主要以準(zhǔn)解理斷裂和解理斷裂為主。隨著時(shí)效溫度的升高，拉伸試樣斷口表面逐漸出現(xiàn)二次裂紋和空洞，塑性逐漸降低，CT試樣的韌窩逐漸變小變淺，斷裂韌性逐漸降低。

參考文獻(xiàn)References

[1] Niinomi M, Nakai M, Hieda J. Acta Biomaterialia[J], 2012,8(11):3888

[2] Yu Zhentao(于振濤),Yu Sen(余森),Cheng Jun(程軍)et al.Acta Metallurgica Sinica(金屬學(xué)報(bào))[J],2017,53(10):1238

[3] Ding Can(丁燦),Wang Changliang(汪常亮),Li Feng(李峰)et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J],2020,49(3):962

[4] Liu Yanhui(劉延輝), Yao Zekun(姚澤坤), Ning Yongquan(寧永權(quán)) et al. Journal of Materials Engineering(材料工程)[J],2014(7):16

[5] Cui W F, Jin Z, Guo A H et al. Materials Science and Engineering A[J], 2009, 499(1-2):252

[6] Zhao Yongqing(趙永慶), Chen Yongnan(陳永楠), Zhang Xuemin(張學(xué)敏) et al. Phase Transformation and Heat Treatment of Titanium Alloys(鈦合金相變及熱處理)[M].Changsha: Central South University Press,2012:125

[7] Zhu Baohui(朱寶輝), Zeng Weidong(曾衛(wèi)東), Chen Lin(陳林)et al. The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào))[J],2018,28(4):677

[8] Guo Ping(郭萍),Zhao Yongqing(趙永慶),Zeng Weidong(曾衛(wèi)東)et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J],2018,47(4):1221

[9] Jin Zhe(金哲), Zhang Wanming(張萬(wàn)明). Chinese Journal of Rare Metals(稀有金屬)[J],2012,36(2):218

[10] Bolzoni L, Ruiz-Navas E M, Gordo E. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials[J], 2017, 67:110

[11] Cai Zhenbing(蔡振兵),Zhu Yongkui(朱永奎),Peng Jinfang(彭金方)et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J],2013,42(11):2356

[12] Deng Anhua(鄧安華). Shanghai Nonferrous Metals(上海有色金屬)[J],1999,20(4):193

[13] Liu Yaohui(劉耀輝),Cui Wenfang(崔文芳),Cheng Jun(程軍). Transactions of Materials and Heat Treatment(材料熱處理學(xué)報(bào))[J],2018,39(1):32

[14] Xie Wenfang(謝文芳), Guo Leiming(郭雷明),Zhang Miaofei(張淼斐) et al. Special Casting and Nonferrous Alloys(特種鑄造及有色合金)[J],2020,40(4):449

[15] Zhang Zhu(張翥),Wang Qunjiao(王群驕),Mo Wei(莫畏).Metallography and Heat Treatment of Titanium(鈦的金屬學(xué)及熱處理)[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press,2009:214

（注，原文標(biāo)題：固溶時(shí)效對(duì)TC20鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響_鐘明君）