時效溫度對激光選區熔化TC21鈦合金微觀組織及硬度的影響

孫 凱， 陳 研， 楊紹斌

(遼寧工程技術大學 材料科學與工程學院， 遼寧 阜新 123000)

TC21鈦合金是我國自主研發的新型高強高韌損傷容限型鈦合金，由于其具有優異的強度、塑性和斷裂韌性，近十年來越來越受到人們的關注[1-2]。楊春林等[3]開展了雙重退火工藝對熱形變TC21鈦合金組織性能變化的研究，發現二次退火后α相等軸化程度加深，組織變得均勻，合金的強度稍稍降低但塑性有較大提升。魯媛媛等[4]研究了時效處理對TC4鈦合金微觀組織和力學性能的影響，隨著時效溫度的升高，TC4鈦合金的強度先升后降，在550 ℃時效處理可得良好的綜合力學性能。張珍宣等[5]研究了固溶溫度和冷卻速率對TC21鈦合金組織和力學性能的影響，發現TC21鈦合金的顯微硬度值隨著固溶溫度和冷卻速率的升高而增加。曾玉金等[6]研究循環熱處理對TC21鈦合金組織和性能的影響，隨著循環熱處理次數增加,合金的顯微硬度值逐漸增加。激光選區熔化技術(SLM)是一種可以制造復雜形狀金屬部件的高新技術，突破了傳統機械加工方式的局限，采用逐層堆積的成形方式，可不受構件尺寸的限制，制備出形狀各異的零部件[7]。本研究采用SLM方法制備TC21鈦合金，通過對時效處理后的試樣進行顯微組織和硬度分析，探究不同時效溫度對顯微組織和硬度的影響規律，為SLM成形TC21鈦合金的后續工作提供理論指導。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗選用氣霧化法制備的TC21鈦合金粉末，粉末平均粒徑尺寸為29.69 μm，其化學成分(質量分數，%)為6.46Al、2.17Zr、2.07Nb、1.57Cr、3.08Mo、2.15Sn，余量Ti。制樣采用SLM150激光熔化成形設備，最大激光輸出功率為200 W，光斑直徑為φ130 μm，成形尺寸為8 mm×8 mm×8 mm的正方形試樣。具體加工參數如表1所示。

表1 SLM加工參數

1.2 試驗方法

將試樣在900 ℃固溶30 min后，以50 ℃為溫度梯度，研究時效溫度為400、450、500、550和600 ℃時對SLM成形TC21鈦合金組織性能的影響，冷卻方式均采用空冷。

依次用320、400、600、800、1000目水磨砂紙粗磨至表面平整光滑，接下來再依次用0～5號金相砂紙細磨，隨著砂紙號數增加，施加的力應逐漸減輕。拋光后采用Kroll試劑(HF+NNO3+H2O，體積比1∶3∶7)腐蝕30～60 s后將試樣取出，并用蒸餾水盡可能的沖洗掉腐蝕劑，再用無水乙醇清洗表面。最后用吹風機吹干試樣表面，采用Axiovert 40MAT倒置式光學顯微鏡對試樣顯微組織進行觀察和拍照。采用JSM-7500F型冷場發射掃描電鏡，觀察不同溫度時效處理后試樣的顯微組織，觀察前將樣品進行烘干。采用HV-50型維氏硬度計測量各個試樣的顯微硬度，加載載荷為5 kg，持續時間為10 s，每個試樣上取5個點，取其平均值。

2 試驗結果與討論

2.1 固溶處理后TC21鈦合金顯微組織

圖1分別是SLM成形TC21鈦合金熔凝態試樣和α+β兩相區(900 ℃)固溶30 min后空冷的固溶態試樣的顯微組織。由圖1可以看出，熔凝態試樣只有少量第二相析出；固溶態試樣中析出大量的初生α相，由于固溶溫度900 ℃接近TC21鈦合金的相變點，因此在固溶處理中大部分α相轉變成β相，空冷后使固溶處理后的試樣從高溫快速冷卻下來，冷卻過程中β相 不能完全轉變為α相，生成次生α相和亞穩態β相，形成α+β兩相區的微觀組織形態。

圖1 SLM成形TC21鈦合金試樣的光學顯微照片(a)熔凝態;(b)固溶態Fig.1 Optical micrographs of the TC21 titanium alloy formed by SLM(a) laser selective melted; (b) solid solution treated

2.2 時效溫度對顯微組織的影響

圖2為900 ℃固溶后不同時效溫度下TC21鈦合金的光學顯微照片。從圖2(a)可以看出，在時效溫度400 ℃下，固溶態組織析出次生α相。由于晶界附近原子排列較為混亂，使其具有較大的相變驅動力，導致在晶界附近沿多個方向析出均勻細小的次生α相。從圖2(b)可以看出，當時效溫度達到450 ℃時，白色α相含量減少，黑色β相的含量增加，此時組織最為細小、彌散，次生α相呈類似長條狀分布。

圖2 不同時效溫度處理后SLM成形TC21鈦合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of the TC21 titanium alloy formed by SLM after aging at different temperatures(a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

隨著時效溫度的繼續升高，亞穩態β相更加充分的分解和析出，β相轉變為更為細小且連續的次生α相，次生α相聚集長大，呈長條狀分布，如圖2(c)所示，說明時效溫度越高，越有利于亞穩態β相轉變為次生α相和穩定的β相。但時效溫度一旦超過界定值，原子運動更加充分，細小的次生α相會大量析出，相界面增加使得界面能增大，為α+β相的聚集長大和粗化提供能量。在圖2(d，e)中可以觀察到，其組織分布不均勻，晶粒明顯增大。時效溫度達到600 ℃時，有等軸的晶團狀α相出現，這是過時效現象，對合金的力學性能可能會產生不利的影響。

利用掃描電鏡對不同時效溫度處理后TC21鈦合金顯微組織進一步觀察，如圖3所示?？梢钥闯觯琓C21鈦合金經400 ℃時效處理后，組織中析出較多更為細小的次生α相。溫度升高至450 ℃，次生α相伸長，數量比400 ℃時的少；隨著時效溫度的繼續上升，次生α相越來越長，越來越寬，最終粗化成片層狀α相。綜上所述，當時效溫度為450 ℃時TC21鈦合金的顯微組織最為彌散、均勻，因此為了獲得較為優異的性能，時效強化處理TC21鈦合金應把時效溫度設定在450 ℃。

圖3 不同時效溫度處理后SLM成形TC21鈦合金SEM圖Fig.3 SEM images of the TC21 titanium alloy formed by SLM after aging at different temperatures(a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

2.3 時效溫度對顯微硬度的影響

圖4為TC21鈦合金熔凝態試樣和不同溫度時效后試樣顯微硬度變化的柱狀圖?？梢钥闯鯰C21鈦合金在熔凝態時硬度最低，僅為401 HV5。由于組織中物相類型與數量的差別導致硬度隨著時效溫度的升高而先增大。當時效溫度為450 ℃時，試樣硬度值最大，為575 HV5，較熔凝態硬度提高43.3%，由于β析出相的體積分數增加，使組織內形成尺寸細小且長寬比較小的片層相間的α相與β相，使相界面增多，此時組織最為彌散、均勻。溫度繼續升高，次生α相的尺寸增加，形成尺寸較大的片狀α相，分布不均勻，時效強化的作用減弱，阻礙位錯運動的界面也減少，導致硬度下降，當時效溫度為600 ℃時合金試樣的硬度僅為541 HV5。

圖4 時效溫度對SLM成形TC21鈦合金顯微硬度的影響Fig.4 Effect of aging temperature on microhardness of the TC21 titanium alloy formed by SLM

3 結論

1) TC21鈦合金最佳時效溫度為450 ℃，該時效溫度下試樣組織最為彌散、均勻，次生α相呈類似長條狀分布，組織內均勻分布著片層相間的α相和β相。

2) 時效溫度較低時，隨著溫度的增加，次生α相析出，當溫度繼續增加時，α+β相聚集長大，使組織逐漸細化。當時效溫度為500～600 ℃時，次生α相轉變為尺寸較大的片狀α相，且隨著溫度的升高，強化效果下降。

3) 時效溫度為450 ℃的試樣內部組織致密，表面硬度較高，約為575 HV5，較熔凝態試樣硬度提高了43.3%，抵抗塑性變形的能力較強。