黄树晖，宗影影，单德彬

(哈尔滨工业大学金属精密热加工国家级重点实验室，哈尔滨 150001)

钛合金由于具有比强度高、热强性好等优点，被广泛应用于航空航天领域［1-2］.但是由于钛合金变形抗力大、变形温度高，塑性加工时模具磨损严重［3］.同样，钛合金的热处理温度也很高，致使其氧化严重和热处理能耗高.

热氢处理技术是把氢作为临时性的合金化元素添加到钛合金中，通过改善钛合金的微观组织，达到改善钛合金加工性能，提高钛制品使用性能的一种新技术［4］.大量研究表明［5-6］，置氢可以显著降低钛合金的β相变点，在相同温度下增加β相含量，从而降低变形抗力和变形温度.氢致相变还改变了钛合金的微观组织，使钛合金的热处理温度降低，从而降低热处理过程中的氧化和能耗.

钛合金热氢处理技术可细分为置氢、热加工和热处理、真空脱氢三个步骤，其中热加工和热处理的工艺最为重要，也最为复杂.国外的该领域知名学者对热氢处理工艺进行了归纳［7］，概括为10种典型的工艺，其中比较成熟的有两种，一种是Kerr提出的HVC(Hydrovac)工艺，另一种是CST(Constitutional solution treatment)工艺，研究发现钛合金经这两种工艺处理后，强度提高了10%到20%，但塑性有所下降.而这两种工艺均不涉及到钛合金的热变形，本文的研究工作是尝试建立起钛合金的氢致塑性变形、氢致相变和微观组织之间的联系.

1 实验

1.1 实验材料和设备

实验原始材料为 Ti6Al4V合金棒材，经过750℃2h的退火热处理后，车削为Φ8mm×12mm的试样.

置氢在管式氢处理炉中进行，置氢工艺为:抽真空→充氩气→升温至750℃→充氢气→保温2 h→空冷至室温.通过置氢时间和平衡氢分压控制氢含量，应用高精度物理天平测定实际氢含量，以及真空脱氢情况，天平的精度为1×10-5g.将试样封闭在充氩气的石英管中，进行1h的高温固溶处理，出炉后将石英管在水面打碎，试样落入水中，完成淬火，出炉到入水的时间控制在6s以内.热压缩实验在Instron-5500R型电子万能材料试验机上进行，试样表面涂抹玻璃润滑剂，在压缩温度保温3min，以0.1 mm/s的速度变形50%，结束后立即淬火.真空热处理所用设备为多功能真空热处理炉(ZRY45A型)，最高真空度为5×10-4Pa.使用Olympus-PMG3型光学显微镜观察试样的光学显微组织.使用HVS-1000型维氏硬度计测量试样的硬度.

1.2 实验工艺

采用金相法测试了未置氢和置氢0.18wt.%Ti6Al4V合金的 β相变点，分别为990℃和890℃.

本文旨在研究Ti6Al4V合金在热氢处理过程中的组织演变，由此制定出置氢钛合金的热加工工艺流程.表1为实验采用的工艺.其中的热压缩实验采用的变形速率均为0.1 mm/s，固溶时间均为1h，冷却方式均为水冷.

将变形温度和固溶温度均选择在低于β相变点40℃的两相区范围内，在这个温度下对于变形来讲可以获得双态组织，对于固溶来讲可获得一定比例的初生α和β，β相在随后的快速冷却中产生亚稳相，这是后续热处理的前提［8］.

钛合金的最终热处理主要包括以下3种工艺［8］:

1)时效处理.时效处理是在固溶处理后将工件保温在中等温度范围一定时间的工艺.目的在于促进固溶处理过程中所产生的亚稳相分解，转变为稳定的弥散组织，从而改善钛合金的综合力学性能.

2)真空退火.钛合金在使用之前必须经过真空退火除氢，将氢含量降低至0.015wt.%以下，以防止使用过程发生氢脆.

3)再结晶退火.钛合金的再结晶退火温度约为700℃，目的是为了消除加工的残余应力.

本文以真空700℃保温5 h随炉冷的工艺为最终热处理，可以兼顾到以上三种热处理的功效.

表1 实验采用的工艺

2 结果及讨论

2.1 热变形行为

图1为所有试样的热压缩曲线，可以看出:1)曲线a和b相比，二者变形抗力基本一致，表明Ti6Al4V合金不能通过固溶处理提高强度.这是因为钛合金是置换固溶体，α相和β相的比容差很小，小于0.2%，所以固溶处理不可能改变其强度［8］;2)曲线 c和 d相比，表明固溶使置氢0.18wt.%的Ti6Al4V合金的流变应力降低了约10%.这是因为由于氢作为间隙元素的加入，在长时间的高温固溶处理中，氢元素充分扩散，而氢元素的扩散也促进了Al在α相和V在β相中的偏聚，β相转变更加充分，位错也充分运动，材料的强度进一步下降;3)曲线d和e相比，表明在850℃变形时，置氢0.18wt.%使Ti6Al4V钛合金的流变应力降低了1/3.

2.2 真空热处理

图2为真空热处理过程中真空炉的炉温和真空度与时间的关系.真空热处理的升温速度为10℃/min，加热温度到700℃后保温4 h后随炉冷却.在开始加热时，将炉膛的真空度降到5×10-3Pa，当温度升至400℃时，真空度开始降低，开始脱氢.当温度升至500℃时，真空度降低到5×10-2Pa，此时脱氢速率达到最大值，在500℃之后，真空度开始上升.当温度升至700℃时，真空度升至1.5×10-2Pa.在700℃保温30 min之后，真空度升至1.5×10-3Pa.此后的210 min内，真空度缓慢下降至5×10-4Pa，并在炉冷过程中保持这个级别.

通过测量试样真空热处理前后的质量变化，确定未置氢试样的质量基本没有变化，置氢试样中的氢完全去除.

图1 试样的热压缩曲线

图2 真空热处理中炉温和真空度与时间的关系

2.3 组织分析

由于钛合金所含元素的不同，固溶淬火过程中主要发生两种变化.一种是马氏体相变，由β相晶格切变为α'相和α″相，或者ω相，随后的时效过程中这些相均发生分解，生成α相和β相;另一种是由β相晶格结构不变形成亚稳定β相，随后时效过程中亚稳定β相分解.

斜方马氏体α″相一般是β稳定元素较多的α+β合金高温淬火时生成的，其显微组织和六方马氏体 α'类似，均呈针状.相对于 α'相，α″针显得细小一些.ω相是一种溶质贫化型亚稳定β合金在难于直接析出α相的情况下而形成的一种亚稳定相，是β析出α相的过渡相.本文提到的ω相是淬火过程中形成的无热ω相.

图3(a)是坯料的原始组织照片，3(b)是置氢量为0.18wt.%的组织照片.对比可以看出，置氢后α相的体积分数明显降低，β相的体积分数增多，并且优先消失的是细小的α相.这是因为钛合金高温置氢发生了α+H→αH，αH+H→βH和β+H→βH，而细小的α更容易过饱和，更容易向βH转变.

图3 原始组织(a)及置氢0.18wt%组织(b)

图4为试样1的组织演变.经过真空退火之后，高温变形的α相发生了再结晶，形成了等轴的α晶粒;淬火产生的马氏体α′相发生分解，α'→α+β，构成了网篮组织.等轴α相体积分数约占15%.

图4 1号试样的组织演变

图5为试样2的组织演变.热压缩之后淬火得到的α和α′相.经过高温固溶之后淬火，亚稳定的β相以及其基体上均匀分布的等轴α相和针状马氏体α′相被保留下来，真空退火时亚稳定的β相和马氏体α′发生了充分的分解，得到了初生α相体积分数约为60%的双态组织，且组织的弥散度较高.

图6为试样3的组织演变.与图5相比，没有经过大变形时，固溶淬火后的马氏体α′相更加少，取而代之的是大量的等轴α相.热压缩过程中α相发生动态再结晶，变形后的淬火生成大量的马氏体α′相.在随后的真空退火过程中马氏体α ′发生分解，α'→α +β，构成了网篮组织.动态再结晶的 α相构成等轴组织，约占体积分数的20%.

图7为试样4的组织演变.可以看出置氢Ti6Al4V合金在两相区变形淬火后，得到在β和βH基体上均匀分布的大量的马氏体α″H相和少量的 αH相.在固溶处理时马氏体 α″H发生分解，α″H→α'H+β，在随后的淬火中发生β→ω转变.真空退火时，发生相分解，α'H→α+β+H2，ω→α +β和TiHx→α+β+H2，最终得到了等轴α相约占体积分数40%的双态组织.

图5 2号试样的组织演变

图6 3号试样的组织演变

图7 4号试样的组织演变

图8为试样5的组织演变.可以看出置氢Ti6Al4V合金固溶淬火后，得到在β和βH基体上均匀分布的大量的马氏体α″H相和少量的ω相，几乎没有αH相，由此看见，β相长时间的保温后淬火容易发生向ω相的转变.在随后的变形过程中等轴αH相增多，变形后的淬火再次促生了ω相，因为发生β→ω转变.真空退火时，发生相分解，α″H→α +β +H2，ω→α +β 和 TiHx→α +β +H2，由于ω相较试样4更多，因此没有在真空退火时完全分解，在最终的双态组织中有残留的ω相，而ω相是对钛合金的塑韧性非常有害的.

图8 5号试样的组织演变

Yoshimura等人［9］对氢处理细化钛合金显微组织的机理进行了研究，认为氢化物的形成可以促进再结晶形核.

置氢Ti6Al4V合金固溶淬火时，过饱和固溶体βH发生马氏体转变，形成大量的位错，在局部高密度位错区沉淀氢化物.热变形及变形后淬火时，在马氏体相变和氢化物析出的同时，变形过程中产生的位错也被保留下来.在后续的真空退火中，亚稳相和氢化物的分解，以及位错经过滑移和攀移形成位错胞，都将促进组织的细化.

2.4 性能测试

不同的显微组织对钛合金的力学性能有着强烈的影响.细小的组织可以提高钛合金的强度和韧性，还可以延缓裂纹形核;等轴组织往往具有高的塑性和疲劳强度，网篮组织具有高的断裂韧性、优异的抗蠕变性能和抗疲劳裂纹扩展性能.双态组织综合了网篮和等轴状组织的优点，具有优良的综合性能［10］.

对以上得到的不同的双态组织进行了显微硬度测试，结果如图9所示.可以看出，等轴组织(由初生α相构成)体积分数越多，其硬度就越高;网篮组织越细小，其硬度就越高.试样2的等轴组织硬度最高，网篮组织硬度最低，二者相差最大;试样4的等轴组织和网篮组织的硬度均较高，且相差最小.

图9 最终组织的显微维氏硬度

3 结论

1)置氢可以降低Ti6Al4V合金的β相变点，从而在相同的温度下增加β相含量，使变形抗力降低近1/3.

2)Ti6Al4V合金中的氢可以通过700℃，5h的真空热处理去除，在500℃时脱氢速率最快.

3)未置氢Ti6Al4V合金经过热变形和固溶淬火之后，在真空退火中分解的主要是马氏体α'和少量的亚稳β相，最终组织为初生α相约为60%的双态组织;置氢Ti6Al4V合金经过热变形和固溶淬火之后，在真空退火中分解的主要是马氏体α″、亚稳β相和少量的ω相，最终组织是初生α相约为40%的双态组织，其中的网篮组织更加细密.

4)氢降低了Ti6Al4V合金的变形温度和热处理温度，硬度测试显示经过氢处理的合金相比于未经过氢处理的合金而言，其等轴组织和网篮组织的硬度相差更小，性能更加均衡.

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