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

工業(yè)純鈦因其優(yōu)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(tài)使用，成形性能優(yōu)異，適用于多種焊接方法；其中鎢極氣體保護(hù)焊應(yīng)用較多，也可采用等離子焊、電阻焊、熔化極氣體保護(hù)焊、釬焊及擴(kuò)散焊等。但TA3鈦合金由于屈強(qiáng)比大、彈性模數(shù)小及熱導(dǎo)率低等物理特性，在焊接時往往會產(chǎn)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(yīng)加熱矯正）。冷矯正容易使零件的非平滑過渡表面產(chǎn)生微裂紋，造成金屬冷作硬化變脆，產(chǎn)生額外應(yīng)力，且僅適用于小構(gòu)件，而對于船舶這種大型結(jié)構(gòu)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(fā)生反變形從而達(dá)到矯正的目的[6]。目前，關(guān)于鋁和鋼的火焰矯正研究已比較完備[7-9]，而關(guān)于TA3的火焰矯正工藝還未有研究。現(xiàn)場矯正時火焰加熱產(chǎn)生的是局部瞬態(tài)溫度場，溫度隨加熱時間和加熱位置發(fā)生變化，且穩(wěn)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(wěn)定均勻的組織形態(tài)及性能[10-11]。因此，本文對TA3進(jìn)行熱處理，探究在不同熱處理溫度下TA3的組織、力學(xué)性能以及腐蝕性能的變化，為TA3的現(xiàn)場火焰矯正提供一個合適的溫度區(qū)間。

1、試驗材料與方法

1.1試驗材料

試驗材料為工業(yè)純鈦TA3板材，試件狀態(tài)為M態(tài)，即出廠前已經(jīng)過退火處理，其尺寸為300mm×130mm×5mm，其化學(xué)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(jīng)過再結(jié)晶轉(zhuǎn)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(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

1.2試驗方法

鈦在高溫下的化學(xué)活性增大，即使在固態(tài)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(zhì)元素會對鈦及鈦合金性能產(chǎn)生明顯的破壞作用，當(dāng)溫度超過1000℃時鈦表面會形成不具有保護(hù)作用的氧化膜，對材料的塑韌性產(chǎn)生極大影響[12-13]。因此，在對TA3板材進(jìn)行熱處理前需要涂覆抗氧化涂料，本試驗使用的防護(hù)涂料為鈦合金抗氧化涂料KBC-12。當(dāng)火焰溫度低于500℃時往往不會對變形產(chǎn)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(zhuǎn)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(zhuǎn)變，選擇的熱處理溫度區(qū)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(yù)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(jìn)行腐蝕，腐蝕時間為90s。腐蝕后采用OLYMPUS-BX53M光學(xué)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(jī)對板材進(jìn)行單向拉伸，采用SBW-600彎曲試驗機(jī)進(jìn)行三點彎曲試驗，采用JB-300B沖擊試驗機(jī)測試其沖擊功，試樣尺寸如圖2（b）所示，試樣數(shù)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(guī)格為10mm×10mm×5mm，使用導(dǎo)電膠將銅導(dǎo)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(jīng)過400#、600#、1000#、1500#、2000#、3000#的水砂紙逐級打磨后使用拋光機(jī)拋光至鏡面，使用無水乙醇超聲清洗10min冷風(fēng)吹干。電化學(xué)試驗儀器為科思特CS350M，采用標(biāo)準(zhǔn)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(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液，相關(guān)參數(shù)設(shè)置為：先測試開路電位1h使系統(tǒng)達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，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(shù)據(jù)。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1熱處理溫度對TA3微觀組織的影響

工業(yè)純鈦包括兩種同素異形體：密排六方晶體結(jié)構(gòu)的α-Ti（α相）和體心立方晶體的β-Ti（β相）。α→β相轉(zhuǎn)變溫度大約為882.5℃。因此，當(dāng)溫度低于882.5℃時，工業(yè)純鈦保持α單相組織，隨溫度上升，晶粒將發(fā)生一定程度的長大。而當(dāng)溫度超過882.5℃時工業(yè)純鈦將發(fā)生α→β相轉(zhuǎn)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(xiàn)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(xiàn)略微長大。溫度高于900℃后，TA3鈦合金金相組織發(fā)生明顯變化。900℃保溫15min冷卻后原始細(xì)小等軸晶完全消失，生成尺寸較大且界面不規(guī)則的鋸齒狀α相，如圖3（e）中箭頭處所指。當(dāng)溫度上升至1000℃時進(jìn)行冷卻，魏氏α相以層片狀集束的形式向β相內(nèi)長大，直到充滿β晶粒時，β→α相變結(jié)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(tài)已發(fā)生再結(jié)晶，晶粒長大時晶界的遷移驅(qū)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(guān)，晶界遷移有使晶界總面積減小從而降低晶界能的自發(fā)趨勢；其次，晶界能還與曲率半徑呈反比關(guān)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(xiàn)明顯的晶界遷移和晶粒長大。

2.2熱處理溫度對TA3力學(xué)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(yīng)。不同溫度下TA3鈦的硬度和彈性模量如圖4所示。當(dāng)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(dá)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(xiàn)以上現(xiàn)象是由于溫度低于800℃熱處理時，TA3再結(jié)晶程度進(jìn)一步提高，此時晶粒內(nèi)部的位錯密度進(jìn)一步降低，晶體內(nèi)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(zhuǎn)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(shù)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(dāng)溫度升高時，原子間距微弱增大導(dǎo)致彈性模量降低，900℃時由于處在α→β轉(zhuǎn)變狀態(tài)，此時部分密排六方向體心立方轉(zhuǎn)變，這種不平衡狀態(tài)使得彈性模量降為最小，而熱處理溫度為1000℃時由于完全轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏辖M織，晶格類型的轉(zhuǎn)變又使得導(dǎo)致彈性模量提高。

材料微觀組織演變與力學(xué)性能密切相關(guān)。不同熱處理溫度下TA3的力學(xué)性能如圖5所示。從圖中可看出，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度整體的變化趨勢基本一致，當(dāng)溫度低于900℃時，隨著熱處理溫度的升高，TA3的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度輕微降低，伸長率略有升高；屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度在900℃時達(dá)到最低，分別為461.2、553.1MPa，未經(jīng)過熱處理的基材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度則分別為511.3、600MPa，分別下降了9.8%和7.8%。當(dāng)溫度達(dá)到1000℃后屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)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(jīng)低于TA3的規(guī)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(xiàn)以上現(xiàn)象是因為當(dāng)熱處理溫度在不超過800℃時，由于材料微觀組織未發(fā)生明顯變化，僅僅只是晶粒輕微長大，不會對TA3的性能產(chǎn)生較大影響，因此，TA3的屈服/抗拉強(qiáng)度和伸長率只有極輕微的降低和升高；而900℃時剛好處于發(fā)生α→β相轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間，α相中部分轉(zhuǎn)變β相，在冷卻時β“集團(tuán)”相互吞噬，破壞了原來的等軸形態(tài)，在室溫下是晶界呈鋸齒狀的α相，因此力學(xué)性能最差；進(jìn)一步提高熱處理溫度，則完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵鋮s至室溫時呈縱橫交錯籃網(wǎng)狀的魏氏組織，取向有明顯的各向異性，從而使TA3的強(qiáng)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(jìn)行測試，彎曲測試結(jié)果見表2。當(dāng)熱處理溫度低于900℃時，TA3鈦合金彎曲80°時無裂紋產(chǎn)生，彎曲結(jié)果合格。而溫度升高至1000℃后，彎曲角僅為40°時即發(fā)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(qiáng)度較高，但會塑性、韌性降低，故彎曲性能惡化。這一結(jié)果與上文中當(dāng)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(jié)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(fā)現(xiàn)，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(jié)只對500℃熱處理后的斷口形貌圖進(jìn)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(jīng)過熱處理的基本一樣，均由尺寸相當(dāng)?shù)捻g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(xiàn)河流花樣，且韌窩形狀與經(jīng)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(yōu)于基材。當(dāng)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(xì)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(fā)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(fā)現(xiàn)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(yīng)，表明此時TA3發(fā)生了沿晶斷裂，方框放大后發(fā)現(xiàn)，長條狀小平面周圍分布著少數(shù)細(xì)小韌窩，小平面內(nèi)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(fā)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(qū)均出現(xiàn)鈍化現(xiàn)象，各個參數(shù)下的自腐蝕電位為-0.3～-0.4V，在陽極經(jīng)過活化溶解區(qū)后，當(dāng)陽極極化電位達(dá)到0.2V時發(fā)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(wěn)定的鈍化區(qū)。使用Tafel直線外推法進(jìn)行擬合得到相關(guān)電化學(xué)腐蝕參數(shù)，并計算得到腐蝕速率，結(jié)果見表3。

表 3 Tafel 曲線的數(shù)據(jù)處理結(jié)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(guān)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(jīng)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(shù)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(jìn)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(zhuǎn)移電阻的大小，電容弧半徑越大，電荷轉(zhuǎn)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(jié)果與極化曲線分析結(jié)果相一致。

使用ZView軟件并采用等效電路對阻抗譜進(jìn)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(yīng)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(yīng)過程中阻力越大，腐蝕速率則越??；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(shù)，等效電路圖的擬合結(jié)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(jié)果

從表中可以看出，R_p的變化規(guī)律與極化曲線擬合結(jié)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(dǎo)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(jié)果幾乎對應(yīng)，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(hù)效果。

3、結(jié)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(fā)生變化，僅在800℃時晶粒有輕微長大；當(dāng)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(jīng)過1000℃熱處理后室溫組織轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏辖M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(qiáng)度、抗拉強(qiáng)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(qū)間主要發(fā)生韌性斷裂；而1000℃時強(qiáng)度、硬度、彈性模量升高，伸長率則大幅度降低，遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于所規(guī)定的使用下限，斷裂形式為韌性斷裂和脆性斷裂同步發(fā)生。

（3）極化曲線及擬合結(jié)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(jìn)一步驗證發(fā)現(xiàn)其與極化曲線分析結(jié)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(qū)間為500～800℃。

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（注，原文標(biāo)題：熱處理溫度對純鈦TA3顯微組織和性能的影響）