引言

鈦及鈦合金具有高強度、低密度、耐腐蝕等優越性能,被廣泛應用于航空航天、國防軍工和生物醫療等領域[1-3]。鑄造工藝可以批量生產近凈成形、結構復雜的各種鈦合金構件,可以有效降低后續機加工工序,顯著提高鈦合金材料利用率和降低加工成本,因此鈦合金鑄造構件被廣泛應用在航空航天、生物醫療等領域[4-5]。然而,由于鑄造工藝本身的缺陷,鈦合金鑄件常存在縮松、鎖孔和氣孔等缺陷,同時其α相晶粒粗大,顯著降低了鈦合金構件的力學性能和服役可靠性[6],為此常采用適當的熱處理工藝來調控鈦合金鑄件的微觀結構和力學性能。ZONGY等[7]采用熱氫處理鑄造Ti-6Al-4V合金,提高了Ti-6Al-4V合金的抗拉強度約27.4%;冉興等[8]退火處理Ti-6Al-4V鈦合金鑄件時,指出熱處理工藝能夠協同提升Ti-6Al-4V鈦合金的抗拉強度、伸長率和斷面收縮率。

電脈沖處理作為一種快速非平衡的處理方式,利用熱效應與非熱效應的耦合作用能夠降低金屬材料內的位錯運動的激活能,增強位錯運動,促進原子和空位間的擴散,彌補晶格缺陷,在相對較低的溫度、極短時間內完成金屬材料微觀結構的調控,顯著提高其力學性能[9-12]。近年來,大量學者開展了電脈沖處理相關研究,WANGY等[13]研究了電脈沖處理對固溶Al-Mg-Si合金的影響,發現電脈沖處理能夠促進穩定Al5FeSi相的析出,顯著提高合金的力學性能。ZHANGX等[14]開展了傳統熱處理、電脈沖熱處理調控鎳基合金微觀結構的研究,電脈沖熱處理可以在高變形區域產生顯著的微觀結構演變效果,使鎳基合金的微觀結構均勻分布。XUXF等[15]利用電脈沖熱處理進行快速固溶處理7075合金,在220ms時間內快速完成了7075合金的固溶處理,雖然電脈沖固溶處理的固溶程度較低,但是細小晶粒和析出相導致工件材料的強度有少許提高,伸長率稍有降低。

電脈沖處理在金屬熱處理中表現出了巨大的優勢,鈦合金鑄件的高效快速熱處理工藝的實施對鈦合金鑄件在航空航天、生物醫療等領域的應用具有巨大需求。然而電脈沖處理在鈦合金鑄件中的應用鮮有報道,為此本文為了調控鑄造Ti-6Al-4V合金的微觀結構和力學性能,利用電脈沖處理Ti-6Al-4V合金鑄件,分析了工藝參數對鑄造Ti-6Al-4V合金的微觀結構與力學性能的影響規律,并闡明相關機理。

1、實驗材料與方法

1.1　實驗材料

Ti-6Al-4V合金是目前應用最廣泛的鈦合金材料。本實驗采用Ti-6Al-4V合金作為鑄造鈦合金材料,試樣為Φ14mm的圓柱形鑄件,其化學成分如表1所示。鑄造Ti-6Al-4V合金原始微觀組織為等軸組織,如圖1所示。其抗拉強度為1056.44MPa,屈服強度為1027.38MPa,伸長率為15.4%,維氏硬度為341.1HV。

表 1 Ti-6Al-4V 合金的化學成分（%, 質量分數）

元素（Elements）	Al	V	Fe	C	O	H	N	Si	Ti
含量（Content）	6.27	4.07	0.15	0.08	0.14	0.04	0.14	0	余量

1.2　實驗方法

選用可編程脈沖電源為鑄造鈦合金試樣提供恒流脈沖電流,采用自制夾具連接脈沖電源對鑄造Ti6Al-4V合金進行電脈沖處理。當電脈沖處理時間達到預定時間后,空氣冷卻試樣。鈦合金鑄件采用的電脈沖處理具體工藝參數如表2所示。

表 2 電脈沖處理工藝參數

電流密度 /（A・mm⁻²）	電流頻率 / Hz	通電時間 /s
1.99、2.49、2.98、3.48、3.98	400	60
2.60	200、300、400、500、600	60
2.60	400	30、45、60、75、90

為了確保電脈沖處理的脈沖電流參數,采用示波器進行實時監測流過試樣的電壓和電流;為了對比電脈沖處理溫度和傳統熱處理溫度,利用紅外測溫儀實時測量試樣的表面溫度。使用電火花線切割制備電脈沖處理鑄造Ti-6Al-4V合金的微觀組織試樣、顯微硬度試樣與拉伸試樣,拉伸試驗尺寸如圖2所示。微觀組織試樣與顯微硬度試樣通過機械研磨、拋光去除劃痕,微觀組織試樣用金相腐蝕液(4%HF+6%HNO₃+90%H₂O)進行腐蝕,利用掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope,SEM)觀察電脈沖處理試樣的微觀結構;拉伸試樣采用美國Instron3369力學試驗機進行室溫拉伸實驗,試樣的顯微硬度采用200HV-5型小負荷維氏硬度計進行表征。

2、實驗結果與分析

2.1　電脈沖處理對微觀組織的影響

電流密度對Ti-6Al-4V合金鑄件微觀組織的影響如圖3所示。試樣經過具有不同電流密度的電脈沖處理后,其微觀結構發生了明顯變化。如圖3a所示,鑄造Ti-6Al-4V合金原始試樣以等軸組織為主,由暗色的等軸α相和白色凸起的點狀和長條β相組成。如圖3b和圖3c所示,施加電流密度1.99和2.49A·mm^-2的電脈沖后,鑄造Ti-6Al-4V合金試樣微觀結構轉變為等軸組織,脈沖電流促進了α相向β相的轉變成核,在后續的冷卻過程中長條狀β相開始向α相發生擴散控制性相變,因此長條狀β相破碎且晶粒細小,同時試樣中α相含量減少[16]。從圖3d和圖3e中可以看到電流密度為2.98和3.48A·mm^-2時,較高的溫升引起冷卻速度增大,試樣開始出現少量針狀的馬氏體,β相含量明顯增加且晶粒尺寸增大,部分α相晶界處集聚塊狀β相[17]。由圖3f可以看出,電流密度為3.98A·mm^-2時,試樣在高電流密度下迅速升溫發生明顯的相變,微觀結構由原始等軸組織轉變為魏氏組織,由片層α相和片層β相組成。

由電脈沖處理相關理論分析,電流密度小于2.98A·mm^-2時,低電流密度的脈沖電流在試樣內產生的定向快速移動的電子對位錯施加了一定的作用力,移動電子與晶格位錯發生相互交錯,電子給位錯施加作用力,推動了位錯的遷移,降低了位錯密度和位錯運動的激活能,提高了位錯越過障礙的能力,提高β相成核形核率;在冷卻過程發生擴散控制性相變進而細化晶粒[18];電流密度不低于2.98A·mm^-2時,以高密度電脈沖的熱效應為主,產生過高溫升,提高晶粒增長速率,使晶粒變得粗大[19]。

圖4為電流頻率對鑄造Ti-6Al-4V合金微觀組織的影響。當脈沖電流流過金屬材料工件時,大量具有一定頻率的、快速移動的電子使工件內原子產生接近于拓撲原子間固有頻率的受迫振動,因而產生共振,促使摩擦顆粒的動能轉化為振動周期下原子的動能,從而使工件溫度快速升高,金相晶粒得到足夠時間生長、粗大[19-20]。從圖4b和圖4c中看出,施加電流頻率為200~300Hz電脈沖處理試樣后,鈦合金仍為等軸組織,快速移動電子使α相轉變為β相,α相含量減小且以條狀為主。隨著電流頻率的增加,試樣溫度不斷提高,非熱效應同步增強,β相晶粒變得粗大。當施加電流頻率為400Hz時,鑄造Ti-6Al-4V合金仍以等軸組織為主,同時出現少量雙態組織,較高的冷卻速率使工件析出了針狀馬氏體。當脈沖電力的電流頻率增加到500~600Hz后,鑄造鈦合金以雙態組織為主,且出現了析出的針狀馬氏體和亞穩定的β′相,且α相含量逐步增加。過高的電流頻率導致試樣內部晶粒與位錯的往復運動,產生剪切力并細化晶粒,施加電流頻率500~600Hz后β相晶粒尺寸開始減小[21]。但占比大的α相受到電脈沖處理的熱效應,粗化晶粒作用超過剪切力的晶粒細化作用,α相由條狀變為團狀。

圖5為通電時間對鑄造Ti-6Al-4V合金微觀組織的影響。電脈沖的非熱效應降低了微觀結構演變激活能,提高了再結晶動力學速率,可以有效縮短熱處理時間[22]。電脈沖處理時間的延長可以為微觀結構演變提供更多的時間,同時也導致其熱效應溫升提升。分別如圖5b~圖5d所示,電脈沖通電30~60s后,鑄造Ti-6Al-4V合金的組織為等軸組織,相界清晰,β相含量明顯增加,等軸α相轉變為長條狀,電脈沖處理時間的逐漸增長使點狀β相充分粗化為長條狀。從圖5e中看出,電脈沖通電時間為75s后,鑄造合金的微觀組織為雙態組織和等軸組織,大量的片層α相在β相的晶間析出,且β相的晶粒尺寸進一步增大。從圖5f中看出,電脈沖通電時間為90s后,鑄造Ti-6Al-4V合金的微觀組織為大量等軸組織和部分雙態組織。隨著通電時間的進一步增加,在電脈沖熱效應的作用下,由于電流密度的限制,溫升峰值受到限制,但產生的過高溫升,增加了冷卻過程中β相轉變α相的時間,雙態組織減少[23]。

2.2　脈沖電流參數對工件溫度的影響

電脈沖處理主要是通過熱效應和非熱效應的耦合作用對金屬材料產生影響,其中電脈沖處理的熱效應為金屬材料在焦耳熱作用下將電能迅速轉化為熱能,工件材料的溫度迅速升高[24],電脈沖焦耳熱產生的絕熱溫升可通過式(1)計算[25]。

式中:ΔT為絕熱溫升;ρ為材料電阻率;J為電流密度;tp為脈沖持續時間;Cp為定壓熱容;d為材料密度。

圖6為脈沖電流參數對試樣表面溫度的影響趨勢。圖6a為試樣表面最高溫度在不同電流密度下的變化趨勢。電流密度增加一倍后,在電脈沖熱效應作用下,試樣表面最高溫度增加了294.9%。從圖6b和圖6c可知,當電流頻率和通電時間分別增加一倍后,試樣表面最高溫度分別增加37.1%和109.9%。由此可知,在一定電脈沖處理參數范圍內時,對電脈沖處理熱效應影響最大的工藝參數為電流密度,其次是通電時間,最次是電流頻率。

在傳統熱處理作用下,Ti-6Al-4V合金的再結晶溫度在750~800℃,相變溫度在900~1000℃[26],同時Ti-6Al-4V合金中α相與β相的晶胞權重對具體數值有著重要影響[27]。電脈沖處理參數分別為2.60A·mm-2-500Hz-60s、3.48A·mm-2-200Hz-60s時,鑄造鈦合金微觀結構相變溫度分別為395.05和425.5℃,電脈沖的非熱效應有效降低了相變激活能,大幅度降低了相變溫度;鈦合金的相變基本上是由原子擴散控制的擴散相變,根據Nernst-Einstein公式可以描述脈沖電流影響金屬的原子漂移通量φ[28-29]:

式中:N和D分別為原子密度和相關的擴散系數;T為絕對溫度;k為玻爾茲曼常數;Z∗為有效化合價;e為電子的電荷;Ni為溶液的濃度;Ω為原子體積;-∂σ/∂x為X軸方向x位置的應力梯度;j為總原子擴散通量。

根據式(2),電脈沖可以有效增大原子漂移通量,加速了V、Mo等穩定元素在β相中的擴散,從而降低了相變溫度[28-31]。

2.3　電脈沖處理對力學性能的影響

圖7a所示為電流密度對鑄造Ti-6Al-4V合金拉伸性能的影響。當電流密度小于2.98A·mm-2時,隨著電流密度的增加,試樣中α相含量減少,降低了材料的伸長率和硬度[32],且長寬比大的條狀α相增加了滑移長度,降低了伸長率[33]。當電流密度為3.48A·mm-2時,試樣中部分細小的馬氏體β′起到彌散強化作用,提升了試樣硬度[34]。當電流密度為3.98A·mm-2時,魏氏組織中較厚且長寬比較小的片層α相,提高了伸長率,試樣達到了最佳塑性,伸長率增加了17.2%,硬度降低了15.7HV(圖8a)。影響鈦合金材料片層組織力學性能較為重要的微觀結構參數為β晶粒尺寸、片層α相的束集尺寸以及片層厚度等[35],片層α相的厚度增大,會導致抗拉強度、屈服強度以及硬度降低[36],同時片層α相長寬比越大,α相和β相之間的相界面積增多,位錯運動阻力提高,鈦合金的抗拉強度和屈服強度升高,伸長率與斷面收縮率減小[37]。

圖7b所示為電流頻率對鑄造Ti-6Al-4V合金力學性能的影響。與原始鑄造Ti-6Al-4V合金試樣相比,其抗拉強度和屈服強度均有一定上升,試樣的伸長率與硬度呈現先下降后上升的趨勢。當施加200~300Hz電流頻率的電脈沖時,鑄造Ti-6Al-4V合金的α相含量減少且呈條狀,增加了滑移長度,降低了試樣的塑性[32]。圖8b為電流頻率對試樣顯微硬度的影響。當電流頻率為500~600Hz時,鑄造鈦合金微觀組織存在針狀馬氏體和亞穩定β′相,相變強化提高了硬度[38]。

圖7c所示為通電時間對鑄造Ti-6Al-4V合金力學性能的影響。與原始Ti-6Al-4V合金試樣相比,抗拉強度和屈服強度均有一定的提升。當電脈沖處理時間為30~60s時,伸長率隨著通電時間的增加而降低,β晶粒有一定程度上長大,且α相占比降低,導致試樣塑性明顯降低[1],達到了最低伸長率(13.2%),同時也降低了工件硬度(如圖8c所示)。當電脈沖處理時間為75~90s時,以電脈沖處理熱效應作用為主,產生過高溫升,試樣的微觀組織轉變為雙態組織,軟化了試樣,提高了伸長率,工件硬度也隨之降低[39]。

3、結論

(1)經不同電脈沖參數處理后,鑄造Ti-6Al-4V合金的微觀組織由初始的等軸組織轉變為雙態組織或魏氏組織。

(2)隨著電流密度和電流頻率的增大,材料的塑性與硬度先下降再升高,材料的塑性與硬度隨著通電時間呈現不同的變化。與未經電脈沖處理的合金比較,對鑄造鈦合金施加2.98A·mm^-2-200Hz60s的電脈沖處理后,材料的硬度從341.1HV降到最低308.9HV,施加3.98A·mm^-2-200Hz-60s的電脈沖處理后,伸長率從15.4%增到17.6%,塑性最佳,有效地改善了鑄造Ti-6Al-4V合金綜合力學性能。

(3)通過電脈沖處理的熱效應與非熱效應的耦合作用能夠在較低溫度、極短時間內調控鑄造Ti6Al-4V合金的微觀結構與力學性能,在一定范圍電脈沖頻率內,對電脈沖處理的熱效應的影響因素順序:電流密度>通電時間>電流頻率,通過合理選擇電脈沖參數,可以有效細化鑄造鈦合金晶粒。

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（注，原文標題：電脈沖處理對鑄造Ti-6Al-4V合金微觀結構和力學性能的影響）

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