面向船舶大型結構件火焰矯正TA3鈦合金板熱處理優化研究——系統解析500～1000℃下組織轉變規律，量化溫度對強度、塑性、耐蝕性的影響，確立安全矯正溫度范圍

鈦作為一種性能優越的金屬，具有比強度高、密好、在空氣及海水中均擁有很強的抗腐蝕性等優點，度小、抗沖擊性好、焊接性優良以及無磁性、透聲性雖然生產成本較高，尚未充分應用于市場，但在航空航天、海洋工程、船舶、汽車工業、醫療化工設備等領域具有廣泛的應用前景[1-3]。

工業純鈦因其優異的耐腐蝕性能被用于船舶制造中[4]。TA3鈦合金一般在退火態使用，成形性能優異，適用于多種焊接方法；其中鎢極氣體保護焊應用較多，也可采用等離子焊、電阻焊、熔化極氣體保護焊、釬焊及擴散焊等。但TA3鈦合金由于屈強比大、彈性模數小及熱導率低等物理特性，在焊接時往往會產生較大的焊后變形[5]。焊接變形主要有兩種矯正方式：冷矯正（如錘擊法、滾壓法）和熱矯正（如火焰矯正和感應加熱矯正）。冷矯正容易使零件的非平滑過渡表面產生微裂紋，造成金屬冷作硬化變脆，產生額外應力，且僅適用于小構件，而對于船舶這種大型結構件，常用的變形矯正方法為火焰矯正，其原理為利用金屬材料熱脹冷縮的特性，使原本變形的位置發生反變形從而達到矯正的目的[6]。目前，關于鋁和鋼的火焰矯正研究已比較完備[7-9]，而關于TA3的火焰矯正工藝還未有研究。現場矯正時火焰加熱產生的是局部瞬態溫度場，溫度隨加熱時間和加熱位置發生變化，且穩定性受人為操作因素的影響較大，無法精確控制某矯正溫度下材料穩定均勻的組織形態及性能[10-11]。因此，本文對TA3進行熱處理，探究在不同熱處理溫度下TA3的組織、力學性能以及腐蝕性能的變化，為TA3的現場火焰矯正提供一個合適的溫度區間。

1、試驗材料與方法

1.1試驗材料

試驗材料為工業純鈦TA3板材，試件狀態為M態，即出廠前已經過退火處理，其尺寸為300mm×130mm×5mm，其化學成分如表1所示，其中Ti的含量超過99%。退火后TA3的微觀組織由原本軋制時拉長的晶粒經過再結晶轉變成等軸狀的α相晶粒，其微觀組織如圖1所示。可看出，晶粒尺寸均在40μm以下。

表 1 TA3 的化學成分（質量分數，%）

1.2試驗方法

鈦在高溫下的化學活性增大，即使在固態下也會吸收各種氣體，例如將鈦板加熱到300℃時表面就會吸收氫氣；加熱至400℃時開始吸收氧氣；600℃時吸收氮氣。過量的氧、氮、氫等雜質元素會對鈦及鈦合金性能產生明顯的破壞作用，當溫度超過1000℃時鈦表面會形成不具有保護作用的氧化膜，對材料的塑韌性產生極大影響[12-13]。因此，在對TA3板材進行熱處理前需要涂覆抗氧化涂料，本試驗使用的防護涂料為鈦合金抗氧化涂料KBC-12。當火焰溫度低于500℃時往往不會對變形產生影響，起不到較好的矯正效果，而火焰溫度過高會引起TA3的組織轉變，極大降低TA3的塑韌性，為了使TA3板材熱處理后組織充分均勻轉變，選擇的熱處理溫度區間為500～1000℃。

試驗采取的熱處理工藝路線如圖2（a）所示，先將熱處理爐加熱到預定溫度后，將試板放入保溫15min后取出冷卻到室溫。使用線切割在熱處理前后的板材上取尺寸為10mm×10mm×5mm的金相試樣，打磨拋光后采用Kroll試劑（HF∶HNO₃∶H₂O=2:4∶94）進行腐蝕，腐蝕時間為90s。腐蝕后采用OLYMPUS-BX53M光學顯微鏡觀察不同熱處理溫度下TA3的微觀組織，采用WAW-Y500A萬能試驗機對板材進行單向拉伸，采用SBW-600彎曲試驗機進行三點彎曲試驗，采用JB-300B沖擊試驗機測試其沖擊功，試樣尺寸如圖2（b）所示，試樣數目各取3個。采用AgilentG200型納米壓痕儀測試試樣的硬度及彈性模量，測試采用恒定載荷測試模式，最大載荷50mN，每個試樣測5個點并取其硬度和彈性模量平均值。使用Geimini300掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。

腐蝕試樣規格為10mm×10mm×5mm，使用導電膠將銅導線與腐蝕試樣粘連后冷鑲嵌，使留出的工作面積為1cm2，依次經過400#、600#、1000#、1500#、2000#、3000#的水砂紙逐級打磨后使用拋光機拋光至鏡面，使用無水乙醇超聲清洗10min冷風吹干。電化學試驗儀器為科思特CS350M，采用標準的三電極體系，工作電極為上述處理好的TA3試樣，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑片電極，試驗介質為質量分數3.5%的NaCl溶液，相關參數設置為：先測試開路電位1h使系統達到穩定狀態，隨后測試EIS交流阻抗，阻抗頻率0.01～100kHz，交流信號幅度10mV，最后測Tafel極化曲線，其中動電位極化掃描速率1mV/s，掃描范圍為-0.5～2V。測試完畢后，使用CSStudio6軟件來分析試驗數據。

2、試驗結果與分析

2.1熱處理溫度對TA3微觀組織的影響

工業純鈦包括兩種同素異形體：密排六方晶體結構的α-Ti（α相）和體心立方晶體的β-Ti（β相）。α→β相轉變溫度大約為882.5℃。因此，當溫度低于882.5℃時，工業純鈦保持α單相組織，隨溫度上升，晶粒將發生一定程度的長大。而當溫度超過882.5℃時工業純鈦將發生α→β相轉變[14]。圖3為不同熱處理溫度下TA3的金相圖。從圖中可觀察到，溫度低于700℃（包括700℃）保溫15min空冷至室溫時，TA3金相組織未出現明顯變化，均與室溫下的組織相同，即等軸狀的α相且晶粒大小幾乎不變，而在800℃下保溫15min后空冷至室溫時，晶粒出現略微長大。溫度高于900℃后，TA3鈦合金金相組織發生明顯變化。900℃保溫15min冷卻后原始細小等軸晶完全消失，生成尺寸較大且界面不規則的鋸齒狀α相，如圖3（e）中箭頭處所指。當溫度上升至1000℃時進行冷卻，魏氏α相以層片狀集束的形式向β相內長大，直到充滿β晶粒時，β→α相變結束，形成典型的魏氏組織。這是由于本次試驗所用TA3板材為退火態已發生再結晶，晶粒長大時晶界的遷移驅動力由晶界能提供，而晶界能大小與晶界面積和晶界曲率密切相關，晶界遷移有使晶界總面積減小從而降低晶界能的自發趨勢；其次，晶界能還與曲率半徑呈反比關系[15]，而等軸狀α晶粒的單位晶界面積相對較小且曲率半徑很大，因此在800℃及以下加熱保溫空冷時不會出現明顯的晶界遷移和晶粒長大。

2.2熱處理溫度對TA3力學性能的影響

彈性模量與硬度的變化與熱處理后TA3的微觀組織變化相對應。不同溫度下TA3鈦的硬度和彈性模量如圖4所示。當溫度低于800℃時，隨熱處理溫度升高，硬度及彈性模量同步下降；在800℃時硬度降低到最小值2.63GPa，與基材3.63GPa相比下降了27.5%。900℃時彈性模量達到最低值134.7GPa，與基材的159.3GPa相比下降15.4%。高于800℃后，隨溫度升高，硬度逐漸升高，在1000℃時硬度值為3.61GPa，基本與基材硬度持平。出現以上現象是由于溫度低于800℃熱處理時，TA3再結晶程度進一步提高，此時晶粒內部的位錯密度進一步降低，晶體內的位錯不會相互阻礙，硬度降低[16]，而高于900℃時，由于組織的轉變和魏氏組織的形成，晶粒排列紊亂阻礙晶界滑移，同時位錯數目增多，使得硬度提高。彈性模量從微觀層面反映了原子間作用力以及原子間距，原子間作用力由金屬原子本性以及晶格類型決定，當溫度升高時，原子間距微弱增大導致彈性模量降低，900℃時由于處在α→β轉變狀態，此時部分密排六方向體心立方轉變，這種不平衡狀態使得彈性模量降為最小，而熱處理溫度為1000℃時由于完全轉變為魏氏組織，晶格類型的轉變又使得導致彈性模量提高。

材料微觀組織演變與力學性能密切相關。不同熱處理溫度下TA3的力學性能如圖5所示。從圖中可看出，屈服強度和抗拉強度整體的變化趨勢基本一致，當溫度低于900℃時，隨著熱處理溫度的升高，TA3的抗拉強度、屈服強度輕微降低，伸長率略有升高；屈服強度和抗拉強度在900℃時達到最低，分別為461.2、553.1MPa，未經過熱處理的基材的屈服強度和抗拉強度則分別為511.3、600MPa，分別下降了9.8%和7.8%。當溫度達到1000℃后屈服強度和抗拉強度輕微上升，分別為477.3、562.7MPa，而伸長率則顯著下降，僅有8.5%，與基材的23.2%相比下降了63.4%，且已經低于TA3的規定使用下限（TA3要求伸長率≥20%）。隨溫度升高，TA3的沖擊功整體呈下降趨勢，1000℃時為20J，與未熱處理的相比下降超過50%。出現以上現象是因為當熱處理溫度在不超過800℃時，由于材料微觀組織未發生明顯變化，僅僅只是晶粒輕微長大，不會對TA3的性能產生較大影響，因此，TA3的屈服/抗拉強度和伸長率只有極輕微的降低和升高；而900℃時剛好處于發生α→β相轉變溫度區間，α相中部分轉變β相，在冷卻時β“集團”相互吞噬，破壞了原來的等軸形態，在室溫下是晶界呈鋸齒狀的α相，因此力學性能最差；進一步提高熱處理溫度，則完全轉變為β相，冷卻至室溫時呈縱橫交錯籃網狀的魏氏組織，取向有明顯的各向異性，從而使TA3的強度升高，塑韌性和沖擊功則顯著降低。

采用三點彎曲法對不同熱處理溫度下TA3的抗彎性能進行測試，彎曲測試結果見表2。當熱處理溫度低于900℃時，TA3鈦合金彎曲80°時無裂紋產生，彎曲結果合格。而溫度升高至1000℃后，彎曲角僅為40°時即發生開裂。這是由于TA3等軸晶組織的綜合性能好，尤其是塑性、韌性較好，因此具有較好的彎曲性能，而魏氏組織的性能特點是雖然強度較高，但會塑性、韌性降低，故彎曲性能惡化。這一結果與上文中當熱處理溫度為1000℃伸長率大幅降低相吻合。

表 2 不同熱處理溫度下 TA3 的彎曲試驗結果

2.3拉伸斷口分析

圖6為TA3基材和不同溫度熱處理后的拉伸斷口形貌。由圖6（a）可以發現，TA3基材的斷口呈典型的蜂窩狀，斷口上分布著大量韌窩，其大小整體上比較均勻。由于500～700℃的斷口形貌基本一致，本節只對500℃熱處理后的斷口形貌圖進行分析，圖6（b）為500℃熱處理后的拉伸斷口形貌，其斷口跟未經過熱處理的基本一樣，均由尺寸相當的韌窩組成，并且可以看出一條明顯的撕裂脊，如箭頭處所示。800℃熱處理后，斷口整體上依舊由韌窩組成，局部出現河流花樣，且韌窩形狀與經過500～700℃熱處理和基材的相比變得大且深，通常韌窩越大越深，材料的塑性越好，故800℃熱處理后的塑韌性優于基材。當溫度升至900℃時，其斷口分布著被拉長的巨大韌窩以及周圍細小的韌窩組織，兩者相互配合，整體依舊為韌性斷裂。以上可知，基材以及低于900℃熱處理后的TA3在拉斷前發生了明顯的塑性變形，主要為韌性斷裂，圖6（e）為1000℃熱處理下的斷口形貌，可以發現長條狀的小平面依次排列成組，組與組間的排列方向各不相同，這與其片層狀的魏氏組織集束組織相對應，表明此時TA3發生了沿晶斷裂，方框放大后發現，長條狀小平面周圍分布著少數細小韌窩，小平面內有解理臺階和解理舌（圖6（f）），表明此時韌性斷裂和脆性斷裂同步發生，這與圖5中的伸長率變化一致。

2.4腐蝕性能分析

圖7為基材及不同溫度下TA3在3.5wt%NaCl溶液中的動電位極化曲線。

可以看出：基材和不同溫度熱處理后的極化曲線有著相同的變化趨勢，在陽極區均出現鈍化現象，各個參數下的自腐蝕電位為-0.3～-0.4V，在陽極經過活化溶解區后，當陽極極化電位達到0.2V時發生鈍化，此時腐蝕電流密度基本保持不變，Tafel曲線與Y軸幾乎平行，存在一個寬而穩定的鈍化區。使用Tafel直線外推法進行擬合得到相關電化學腐蝕參數，并計算得到腐蝕速率，結果見表3。

表 3 Tafel 曲線的數據處理結果

一般情況下，自腐蝕電位代表的是腐蝕的可能性與傾向性，與腐蝕速率無一定的線性關系，因此，通常用腐蝕電流I_corr來代表材料的腐蝕性能好壞。從表3可以看出，TA3經過熱處理后腐蝕性能略有下降，在900℃時腐蝕性能最差，而1000℃時則略有回升。從腐蝕速率來看，熱處理前后腐蝕速率均在10-³數量級，表明熱處理前后TA3均具有極好的耐腐蝕性。

利用阻抗譜進一步驗證其耐蝕性。圖8為基材及不同溫度處理后TA3在3.5wt%NaCl溶液中的交流阻抗圖。圖中它們均為單一容抗半圓弧，電弧半徑反映電荷轉移電阻的大小，電容弧半徑越大，電荷轉移阻力越大，材料的耐腐蝕性也越好。由此可知，交流阻抗的分析結果與極化曲線分析結果相一致。

使用ZView軟件并采用等效電路對阻抗譜進行擬合，等效電路圖如圖9所示，其中R_s為電解池溶液電阻值；R_p為腐蝕反應過程中的極化電阻，可用來評價腐蝕速率快慢，R_p值越大表明反應過程中阻力越大，腐蝕速率則越小；CPE為鈍化膜電容的常相位角元件，其中CPE-T為單位面積的電容量，CPE-P為電容的彌散系數，等效電路圖的擬合結果如表4所示。

表 4 TA3 在 3.5wt% NaCl 中阻抗圖譜的等效電路擬合結果

從表中可以看出，R_p的變化規律與極化曲線擬合結果一致，TA3基材的R_p值最大，表明耐腐蝕性最好。在600～900℃，隨著熱處理溫度升高，R_p值逐漸減小，說明耐腐蝕性逐漸降低。1000℃時R_p值變大，表明1000℃時耐腐蝕性又有回升。已有研究表明：熱處理導致等軸晶粒長大，會降低腐蝕性能，板條組織的晶界比例相對較大，腐蝕過程中鈍化膜的形核點也就增多，鈍化膜形成速度也就更快，耐腐蝕性會更好[17]。這與前文微觀組織結果幾乎對應，只有500℃時有些誤差，可能是抗氧化涂料在500℃時未致密，沒有對TA3起到保護效果。

3、結論

（1）TA3基材的微觀組織為等軸狀α相，低于800℃空冷至室溫后其微觀組織幾乎不發生變化，僅在800℃時晶粒有輕微長大；當熱處理溫度升高到900℃時，室溫組織變成粗大鋸齒狀α相，而經過1000℃熱處理后室溫組織轉變為魏氏組織。

（2）與基材相比，在500～900℃，隨著熱處理溫度的升高，TA3的屈服強度、抗拉強度、硬度、彈性模量整體上逐漸下降，而伸長率整體呈升高趨勢，但不明顯，這一溫度區間主要發生韌性斷裂；而1000℃時強度、硬度、彈性模量升高，伸長率則大幅度降低，遠遠低于所規定的使用下限，斷裂形式為韌性斷裂和脆性斷裂同步發生。

（3）極化曲線及擬合結果表明：基材的最小腐蝕速率為1.63×10^-3mm/a，耐腐蝕性最佳，900℃腐蝕速率為3.02×10^-3mm/a，耐腐蝕性最差，利用阻抗譜及等效電路進一步驗證發現其與極化曲線分析結果相一致。

（4）綜合熱處理溫度對TA3組織及其性能的影響，TA3的火焰矯正溫度區間為500～800℃。

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（注，原文標題：熱處理溫度對純鈦TA3顯微組織和性能的影響）