發(fā)布日期：2024-8-15 15:54:54
鈦合金是航空航天等高科技領域不可或缺的結構材料[1-3]。制備技術對鈦合金的組織性能有顯著影響，目前鈦合金結構件常見的制備方法有鑄造、鍛造、增材制造、粉末冶金等[4-5]。粉末冶金具有獨特的優(yōu)點：制件組織均勻，內應力少，且材料利用率高，加工量小，是制備高性能鈦合金的主要研究方向之一[6-8]。但粉末冶金對設備和粉末材料的要求也較高，同時較難整體成形大尺寸構件。由于優(yōu)先考慮構件性能，以上限制在航空航天等高科技領域影響有限，粉末冶金制備高性能鈦合金具有較大前景[9]。
在實際生產中，對于批量生產的大尺寸、復雜形狀鈦合金構件，熱等靜壓近凈成形具有較大的經濟優(yōu)勢[10-11]；對于小尺寸、簡單構件，熱等靜壓需要維持長時間的高溫高壓條件且需要包套、封焊等繁瑣步驟，導致制備成本較高[12]。熱壓燒結工藝通過同時加熱加壓，有助于粉料在熱塑性狀態(tài)下的顆粒重排和擴散流動，可實現樣品的致密化。因此熱壓工藝制備成本低、成形壓力較小；探索高性能鈦合金的熱壓制備是降低制備成本的有效途徑。
強塑性是衡量鈦合金好壞的重要指標之一，如何突破強度和塑性的制衡是目前研究的熱點。合金的性能與燒結工藝息息相關，目前學者的研究主要集中在燒結工藝參數[13-14]（溫度、壓力、保溫時間）和工藝加載方式[15-17]等對鈦合金組織和力學性能的影響。李季等[18]研究了熱壓溫度對Ti-6Al-4V合金組織與性能的影響，結果發(fā)現，隨著熱壓溫度升高，微觀孔隙得到改善，900℃時可獲得較好的室溫拉伸性能：抗拉強度894.6MPa，斷后伸長率15.7%，熱壓溫度繼續(xù)升高導致晶粒、組織異常長大；Kim等[19]研究了熱等靜壓溫度對不同預合金粉末TC4鈦合金的微觀組織和室溫拉伸的影響，結果表明，樣品微觀組織和相轉變溫度有關，熱等靜壓溫度超過相轉變溫度后合金組織從等軸組織轉變?yōu)槲菏象w片層組織，而等軸組織比全片層組織具有更高的強度和延展性。XuL等[20]研究了熱等靜壓溫度對TC4鈦合金微觀組織和力學性能的影響，研究表明，隨著熱等靜壓溫度升高，試樣的顯微組織略有粗化，導致拉伸強度降低，但可以獲得更穩(wěn)定、均勻的微觀組織，且等軸相體積分數較大，使樣品具有較高的塑性，其在910℃/120MPa/3h工藝下制備樣品的抗拉強度為930MPa，斷后伸長率為18.5%；Kim等[21]研究了熱等靜壓溫度對TC4微觀組織及室溫和中溫(300~500℃)拉伸性能的影響，結果表明，熱等靜壓溫度為880℃時可獲得細小等軸組織，隨熱等靜壓溫度升高，組織粗化。在拉伸斷裂過程中，空洞在α相和β相的界面處成核，增大界面面積會導致空洞數量的增加，表現出更高的強度和更低的延展性，而細小等軸組織在整個測試溫度范圍內表現出更高的強度和伸長率。
以上研究結果表明，在(α+β)/β相變點溫度前后，TC4鈦合金燒結樣品的微觀組織和力學性能存在較大差異，通過改變溫度可以得出較優(yōu)的強塑性匹配，但是塑性提升并不是很明顯，且文獻中燒結制備樣品需要較高燒結壓力（100MPa以上）或較高燒結溫度（900~1000℃）或較長的保溫時間（3~4h），設備維護成本較高，而實驗采用930℃/70MPa/2h熱壓工藝制備的鈦合金斷后伸長率可達26.3%，和報道文獻相比，塑性提升明顯。實驗選用較小粒度（0~20µm）的TC4預合金粉末，對不同熱壓溫度下制備樣品進行組織性能研究，探明粉末TC4鈦合金的微觀組織演變與拉伸行為，為制備高強韌鈦合金及降低制備成本提供參考。
1、實驗
1.1實驗原料
實驗以商用Ti-6Al-4V(TC4)預合金粉末為原料，其化學成分如表1所示。原始TC4粉體SEM形貌如圖1（a）所示，TC4粉末近球形，表面光潔。采用Bettersize3000粒度分析儀測定粉體的粒徑分布，結果如圖1（b）所示。粉體平均粒度（D50）為11.8μm，粒徑分布均符合正態(tài)分布。
1.2樣品制備
將原始TC4粉末裝入直徑40mm的石墨模具，與粉體直接接觸的石墨模具內壁、石墨墊片等表面用氮化硼均勻涂覆并烘干，以便于脫模。隨后將模具放入冷壓機，在10MPa的壓力下預壓5min；然后真空熱壓燒結爐抽真空，通入純度為99.99%的氬氣，二次抽真空，再通氬氣，然后升溫升壓。燒結工藝參數：熱壓燒結溫度分別為（880、930和980℃），400℃之前升溫速率為8℃/min，400℃升溫速率為10℃/min的，壓力為70MPa，在溫度達到預設條件下保溫2h后，樣品隨爐冷卻至室溫并緩慢降壓，燒結全程氬氣保護。為了便于描述，880、930和980℃下熱壓制備的樣品分別命名為HP-880，HP-930和HP-980。
1.3材料的組織表征與性能測試
樣品經過標準磨拋工序后，利用阿基米德排水法測定TC4合金的密度。采用X射線衍射儀(XRD,RigakuSmartLab,Tokyo,Japan)對燒結樣品進行物相分析，掃描速率為10(°)/min。樣品腐蝕后采用電子顯微鏡(SEM,JSM-7001F,JEOL,Tokyo,Japan)表征其微觀組織，采用Kroll試劑作為腐蝕液，配方為：2%HF+4%HNO3+94%H2O，室溫下腐蝕15s。采用Instron1186拉伸實驗機進行室溫拉伸測試，拉伸試樣的截面尺寸為12mm×3mm×2mm，位移速率為0.735mm/min，每個樣品測試3組后取平均值。借助掃描電子顯微鏡觀察拉伸樣斷口形貌。
2、實驗結果與討論
2.1致密度及微觀組織
TC4熱壓燒結鈦合金的密度測試結果如表2所示，隨著熱壓溫度的升高，熱壓樣品的致密度先增加后減小。
TC4熱壓燒結樣品微觀組織如圖2所示。由圖2（a）、（b）可知，熱壓溫度為880℃和930℃時的樣品組織主要由等軸α相、板條α相以及晶間β相組成；隨著熱壓溫度從880℃升高到930℃，α相晶粒尺寸長大，等軸化程度增加，α相體積分數降低。采用面積測量法[22]測得等軸α相的平均晶粒尺寸從5.39µm長大到5.79µm，隨熱壓溫度升高晶粒粗化。
圖2（c）為980℃熱壓燒結樣品，微觀組織形貌已轉變?yōu)槲菏辖M織，主要由晶界α相、片層α相、α集束和片間β相組成，少量等軸α相離散分布在原始β晶粒附近，經測量，原始β晶粒平均尺寸約為145µm。
在熱壓燒結致密化過程中，粉末顆粒相互擠壓，并在顆粒邊界處產生較高應變，應變能促使顆粒表面的針狀馬氏體先發(fā)生回復和再結晶，形成等軸α相[23-24]。顆粒內部所受應力較小，塑性變形較小，主要發(fā)生動態(tài)再結晶，沿著α'針狀馬氏體析出β相，并保留針狀α'形態(tài)形成連續(xù)的板條α+β組織[16]。隨著燒結溫度升高，β相由彌散不連續(xù)分布變?yōu)檫B續(xù)條狀分布，等軸組織和板條組織分布更加均勻，α相體積分數降低，β相占比隨溫度升高，如圖3所示。此外，隨著熱壓溫度的升高，α相體積分數降低，這可能是由于溫度的升高，等軸α相的晶粒合并長大，同時部分α相轉變?yōu)?beta;相，導致α相含量降低。
2.2XRD圖譜分析
圖4為TC4粉末及熱壓燒結鈦合金TC4樣品的XRD圖譜。由圖可知，所有樣品均由HCP結構的α相和BCC結構的β相組成，與前人研究一致。隨著熱壓溫度升高，β相(1100)晶面衍射峰強度逐漸增強，β相占比升高。由圖2可知，燒結溫度為980℃時，此時TC4合金達到了(α+β)/β相轉變溫度，轉變?yōu)閱我?beta;相，在冷卻過程中大部分β相轉變?yōu)閷悠?alpha;相，殘留少量β相在片間α相。根據XRD圖譜可知，HP-980樣品與HP-930樣品的β（110）晶面衍射峰強度基本持平，β相體積分數增加緩慢，和圖3結果一致。
2.3室溫拉伸性能
圖5為TC4鈦合金熱壓燒結樣品的室溫拉伸應力應變曲線。由圖可知，隨著熱壓溫度升高，燒結樣品極限抗拉強度、屈服強度均呈降低的趨勢，斷后伸長率先增加后降低。根據表3可知，HP-930樣品的強度和塑性匹配最優(yōu)，抗拉強度最大值和斷后伸長率分別達到934MPa和26.3%，其綜合性能同樣優(yōu)于同類型合金。
TC4樣品抗拉強度最大值降低、斷后伸長率先增后減的趨勢與微觀組織發(fā)生的演變有關。隨著熱壓溫度從880℃增加到980℃，燒結樣品強度逐漸降低，這是由于當燒結溫度超過相變點后，樣品由等軸組織轉變?yōu)槲菏辖M織，且晶粒尺寸變大，根據霍爾-佩奇理論可知晶粒尺寸越大，屈服強度越小，而同一集束α區(qū)域慣習面一致，位錯容易穿過互相平行的α集束，在晶界處產生嚴重的位錯塞積，促進裂紋的萌生和擴展，導致試樣過早斷裂，強度和塑性變差[25]。由此可見，低于(α+β)/β相轉變溫度時樣品的強度塑性均較好，而高于相轉變溫度樣品塑性變差，魏氏組織相對于等軸組織塑性偏低。
2.4斷口形貌分析
為探究TC4鈦合金拉伸變形過程中的斷裂模式，對三個樣品進行了拉伸后的斷口形貌觀察。由圖6（a）、（b）可知，在軸向力作用下，TC4試樣斷裂前均發(fā)生了縮頸，且HP-930樣品縮頸最為明顯，宏觀斷口形貌主要由剪切唇和纖維區(qū)構成，塑性較好；相變點之上的熱壓燒結樣品HP-980宏觀斷口沒有明顯剪切唇（見圖6（c）），頸縮幾乎很小，存在更為明顯的撕裂棱，斷口均屬于脆性斷裂。
TC4樣品抗拉強度最大值降低、斷后伸長率先增后減的趨勢與微觀組織發(fā)生的演變有關。隨著熱壓溫度從880℃增加到980℃，燒結樣品強度逐漸降低，這是由于當燒結溫度超過相變點后，樣品由等軸組織轉變?yōu)槲菏辖M織，且晶粒尺寸變大，根據霍爾-佩奇理論可知晶粒尺寸越大，屈服強度越小，而同一集束α區(qū)域慣習面一致，位錯容易穿過互相平行的α集束，在晶界處產生嚴重的位錯塞積，促進裂紋的萌生和擴展，導致試樣過早斷裂，強度和塑性變差[25]。由此可見，低于(α+β)/β相轉變溫度時樣品的強度塑性均較好，而高于相轉變溫度樣品塑性變差，魏氏組織相對于等軸組織塑性偏低。
2.4斷口形貌分析
為探究TC4鈦合金拉伸變形過程中的斷裂模式，對三個樣品進行了拉伸后的斷口形貌觀察。由圖6（a）、（b）可知，在軸向力作用下，TC4試樣斷裂前均發(fā)生了縮頸，且HP-930樣品縮頸最為明顯，宏觀斷口形貌主要由剪切唇和纖維區(qū)構成，塑性較好；相變點之上的熱壓燒結樣品HP-980宏觀斷口沒有明顯剪切唇（見圖6（c）），頸縮幾乎很小，存在更為明顯的撕裂棱，斷口均屬于脆性斷裂。
3、結論
本文以熱壓燒結的TC4鈦合金為研究對象，研究了熱壓溫度對TC4微觀組織和性能的影響，結論如下：
（1）對于TC4鈦合金，在(α+β)/β相變點溫度下進行熱壓燒結的樣品具有均勻分布的等軸組織和板條組織；在(α+β)/β相變點以上進行熱壓燒結的樣品為含有少量等軸α相的“魏氏體組織”；隨燒結溫度升高，晶粒粗化，等軸α相體積分數下降，β相含量增多。
（2）熱壓燒結溫度為930℃時抗拉強度和塑性匹配均達到最優(yōu)，抗拉強度最大值和斷后伸長率分別為934MPa和26.3%，其斷口表面韌窩尺寸較大較深，且韌窩縮孔分布較多，為韌性斷裂。
（3）熱壓燒結態(tài)TC4合金樣品室溫拉伸較鑄造態(tài)TC4合金有顯著提升，與熱等靜壓態(tài)TC4合金相當。
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