隨著軌道交通運(yùn)輸行業(yè)的快速發(fā)展，列車在提升速度和服役環(huán)境等方面不斷面臨新的挑戰(zhàn)。相比于碳鋼材料，采用鈦合金作為轉(zhuǎn)向架構(gòu)架的制備材料，能夠提升轉(zhuǎn)向架構(gòu)架的輕量化和耐腐蝕性能[1-2]，進(jìn)而提高轉(zhuǎn)向架運(yùn)行的安全性和可靠性。

目前，TC4鈦合金因其具有相比于碳鋼更小的熱膨脹系數(shù)，以及更為優(yōu)良的焊接性，被廣泛應(yīng)用于航天航空及海洋石油領(lǐng)域，但其在軌道車輛制備領(lǐng)域中的應(yīng)用還處于初級階段。文獻(xiàn)[3]將鈦合金材料應(yīng)用于車輛輪對軸箱組成和構(gòu)架中，以達(dá)到降低列車質(zhì)量，減少列車運(yùn)行能耗，提升列車運(yùn)行速度的目的。文獻(xiàn)[4]將鈦合金構(gòu)架與傳統(tǒng)碳鋼構(gòu)架材料進(jìn)行對比，分析了鈦合金轉(zhuǎn)向架構(gòu)架的初步設(shè)計(jì)及其應(yīng)用。文獻(xiàn)[5]通過表面酸洗方法來進(jìn)一步提高鈦合金轉(zhuǎn)向架的耐腐蝕性。文獻(xiàn)[6]對鈦合金轉(zhuǎn)向架構(gòu)架制造進(jìn)行了焊接工藝優(yōu)化。

目前，鈦合金轉(zhuǎn)向架仍處于試驗(yàn)研究階段，有必要豐富相關(guān)理論數(shù)據(jù)。鑒于此，本文研究了車輛輕量化材料TC4鈦合金的耐腐蝕性，通過改變熱處理退火工藝，來進(jìn)一步提升材料的耐腐蝕性能。本文研究可為鈦合金轉(zhuǎn)向架構(gòu)架材料設(shè)計(jì)和熱處理工藝提供指導(dǎo)。

1、試驗(yàn)材料及方法

1.1試驗(yàn)材料

選取用于轉(zhuǎn)向架構(gòu)架焊接的TC4鈦合金板材，從TC4鈦合金板材上截取試樣，其化學(xué)成分如表1所示。

表 1 TC4 鈦合金化學(xué)成分

（Tab. 1 Chemical composition of TC4 titanium alloy）

1.2試驗(yàn)方法

根據(jù)TC4鈦合金α-β相轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間（880~980℃），將TC4鈦合金試樣分為5組，其中1組為對照組（TC4），其他4組（TC4-1—TC4-4）分別進(jìn)行退火處理，冷卻方式為AC（空冷）。TC4鈦合金熱處理工藝參數(shù)如表2所示。

表 2 TC4 鈦合金熱處理工藝參數(shù)

（Tab. 2 Heat treatment process parameters for TC4 titanium alloy）

采用布魯克D8ADVANCE系列衍射儀對試樣進(jìn)行物相分析，以獲得TC4鈦合金的物相組成；

采用徠卡DMi8金相顯微鏡和HitachiS-4800掃描電子顯微鏡觀察打磨、拋光后，各組TC4鈦合金的微觀組織結(jié)構(gòu)；采用RST5000系列電化學(xué)工作站進(jìn)行電化學(xué)試驗(yàn)檢測，將質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的氯化鈉溶液用于OCP（開路電位）試驗(yàn)和Tafel試驗(yàn)，1mol/L的鹽酸溶液用于點(diǎn)蝕試驗(yàn)，5mol/L鹽酸溶液用于浸泡試驗(yàn)。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1相組成分析

不同退火工藝處理下的TC4鈦合金XRD（X射線衍射）圖譜如圖1所示。由圖1a）可知：所有TC4鈦合金均由α相和β相兩相組成，在2θ（θ為衍射角）為57°附近的衍射峰為β相特征峰。依據(jù)XRD定量分析結(jié)果可知，各相衍射峰強(qiáng)度隨該相質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而升高[7]。由圖1可知：β相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)少于α相：隨著退火溫度的升高，在2θ為57°附近的β相（200）面的衍射峰相對強(qiáng)度逐漸增強(qiáng)，即隨著退火溫度的升高，合金中β相的相對質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增加，α相的相對質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸減少。為了進(jìn)一步獲取不同相尺寸的TC4試樣，保持退火溫度為900℃不變，分別對試樣退火2h和6h，如圖1b）所示。

由圖1b）可知：所有TC4鈦合金均由α相和β相兩相組成；隨著退火時(shí)間的增加，在2θ為57°附近的β相（200）面的衍射峰相對強(qiáng)度有所增強(qiáng)，即當(dāng)退火溫度為900℃時(shí)，隨著退火時(shí)間的增加，β相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)有所增加，α相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)有所減少。通過XRD數(shù)據(jù)分析軟件Jade進(jìn)行計(jì)算分析，不同退火工藝下的TC4鈦合金相數(shù)據(jù)分析結(jié)果，如表3所示。

表 3 不同退火工藝下的 TC4 鈦合金相數(shù)據(jù)分析結(jié)果

（Tab. 3 Analysis results of TC4 titanium alloy phase data under different annealing processes）

不同相尺寸下的TC4鈦合金微觀組織形貌圖，如圖2所示。由圖2可以知道：各組試樣均為等軸組織形貌，即等軸狀初生α相無序分布于β基體之上；隨著退火溫度和退火時(shí)間的增加，初生α相尺寸顯著增大[8]，β相質(zhì)量分?jǐn)?shù)也有所增加，這與XRD衍射相比例結(jié)果的變化趨勢一致。通過圖像處理軟件ImageJ進(jìn)行圖像處理后，可以得到圖2a）—2d）中對應(yīng)的等軸α相尺寸分別為：

3.907~3.940μm;4.825~4.903μm;6.400~6.479μm；7.107~7.254μm。

2.2電化學(xué)測試分析

隨著退火溫度和退火時(shí)間的增加，TC4鈦合金的腐蝕性能也會發(fā)生變化。電化學(xué)測試采用標(biāo)準(zhǔn)的三電極測試系統(tǒng)，測試系統(tǒng)由參比電極-飽和氯化鉀電極、對電極-鉑電極和工作電極組成。不同退火工藝下的TC4鈦合金電化學(xué)Tafel圖，如圖3所示。不同退火溫度下，在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的氯化鈉鹽溶液中，TC4鈦合金的電化學(xué)測試Tafel圖如圖3a）所示。一般來說，腐蝕電位越高，腐蝕電流密度就越小，試樣耐腐蝕性能越好。腐蝕電位與發(fā)生腐蝕的難易程度相關(guān)，腐蝕電位越低，越容易發(fā)生腐蝕。腐蝕電流與材料的溶解速率有關(guān)，腐蝕電流越大，材料的腐蝕速度越快[9]。采用Tafel直線外推法可以得到試樣的腐蝕電位和腐蝕電流，通過軟件RST5000電化學(xué)工作站可以計(jì)算獲得試樣的腐蝕參數(shù)。為了進(jìn)一步研究相尺寸對TC4鈦合金的腐蝕性能影響，在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的氯化鈉溶液中，分別對退火時(shí)間為2h和6h的試樣進(jìn)行電化學(xué)腐蝕性能測試（見圖3b））。

退火處理后，TC4鈦合金電化學(xué)性能參數(shù)如表4所示。

表 4 退火處理后 TC4 鈦合金電化學(xué)性能參數(shù)

（Tab. 4 Electrochemical performance parameters of TC4 titanium alloy after annealing treatment）

由表4可知：與原始TC4鈦合金試樣相比，退火處理后的所有試樣的腐蝕電流密度均有所降低，腐蝕電位均有所升高，這表明試樣的耐腐蝕性能有所提高；退火溫度為850℃對應(yīng)的最高電位為?0.438V，對應(yīng)的最小腐蝕電流密度為5.963×10?9A/cm²，表明其腐蝕性能最佳；退火溫度為900℃和950℃兩組試樣的腐蝕電位有所降低，腐蝕電流密度有所增大，表明其腐蝕性能變差。

由相比例分析結(jié)果可知：α相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸降低，β相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增加，這種變化趨勢不利于TC4鈦合金的腐蝕性能[10-11]。但微觀組織結(jié)構(gòu)的變化不僅包括相質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化，還包括了相尺寸的變化。退火6h試樣與退火2h試樣的參數(shù)相比，保溫6h試樣有較低的腐蝕電位和較大的腐蝕電流密度，其中腐蝕電流密度為1.262×10^?8A/cm²，是保溫2h試樣腐蝕電流密度的兩倍，其腐蝕性能大幅降低。由相尺寸分析結(jié)果可知：隨著退火時(shí)間的增加，TC4鈦合金的相尺寸逐漸增大，耐腐蝕性能有所下降[12-14]。

不同退火溫度和退火時(shí)間均使TC4鈦合金的腐蝕性能有所改變，以電化學(xué)測試Tafel曲線所得出的腐蝕電流密度為腐蝕性能參數(shù)指標(biāo)，通過作圖來確定相質(zhì)量分?jǐn)?shù)及相尺寸對TC4鈦合金腐蝕性能的影響[15]。不同相結(jié)構(gòu)的TC4鈦合金腐蝕電流密度對比，如圖4所示。

由圖4a）可知：隨著相尺寸的增加，腐蝕電流密度也呈增大的趨勢。由此可知，相尺寸越大，TC4鈦合金的腐蝕性能越差。由圖4b）可知：TC4鈦合金的腐蝕電流密度隨著α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低，其腐蝕性能有所提升。由此可知，α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)越大，β相質(zhì)量分?jǐn)?shù)則越少，TC4鈦合金的腐蝕性能越好[16]。當(dāng)α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)為95.71%（圖4b）中左側(cè)最高點(diǎn)）、相尺寸為7.107~7.254μm時(shí)（圖4a）中右側(cè)最高點(diǎn)），腐蝕電流密度達(dá)到最大值，為1.262×10^?8A/cm²。

2.3元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分析

元素在各相間的質(zhì)量分?jǐn)?shù)差被認(rèn)為是腐蝕性能的重要影響因素。鈦合金中Al為α相穩(wěn)定元素，V為β相穩(wěn)定元素。基于前文試驗(yàn)結(jié)果可知，α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)與TC4鈦合金的耐腐蝕性能呈正比關(guān)系。為了研究鈦合金等軸組織中的元素對腐蝕性能的影響機(jī)制，設(shè)退火溫度為900℃、退火時(shí)間為2h，分析不同冷卻方式下（AC、WQ（水冷）、FC（爐冷）），不同元素在各相中的擴(kuò)散差異程度。

不同冷卻方式下，TC4鈦合金微觀組織形貌圖，如圖5所示。由圖5a）—5c）可知：3組試樣的金相均為等軸組織，其中圖5b）由于其急冷方法為水冷，未能使試樣達(dá)到均勻的擴(kuò)散相變，保留了更多的等軸α相。

不同冷卻方式使得雙相組織中的元素?cái)U(kuò)散程度有所不同，為了進(jìn)一步驗(yàn)證元素差異對等軸組織TC4鈦合金腐蝕性能產(chǎn)生的影響，將6組等軸組織試樣進(jìn)行腐蝕浸泡試驗(yàn)，腐蝕溶液為5mol/L的鹽酸溶液，6組試樣的浸泡時(shí)間分別為2d、4d、4d、6d、8d、10d，每兩天取出試樣進(jìn)行清洗稱重，并更換新配的5mol/L鹽酸溶液，以每一次稱重的失重與原始質(zhì)量之比來表征腐蝕性能的好壞[17]。不同試驗(yàn)條件下，試樣在腐蝕液中浸泡后的失重比率與腐蝕時(shí)間的關(guān)系曲線如圖6所示。

由圖6可知：隨著腐蝕時(shí)間的增加，所有試樣的失重質(zhì)量均呈逐漸增加的趨勢，且試樣的失重與腐蝕時(shí)間呈線性增加的關(guān)系。初始浸泡時(shí)，失重比率-腐蝕時(shí)間的曲線斜率較大，之后斜率逐漸減小并趨于穩(wěn)定，這是由于初始試樣表面被侵蝕，存在一個(gè)極化后鈍化的過程，在突破鈍化的保護(hù)膜后又以穩(wěn)定趨勢進(jìn)行腐蝕。其中退火溫度為900℃、冷卻方式為水冷的試樣失重比率最小（3.89×10^?3），其值近乎為退火溫度為900℃、冷卻方式為空冷的試樣失重比率的13%。由此可知，退火溫度為900℃、冷卻方式為水冷試樣的耐腐 蝕性能最佳。

通過SEM（掃描電子顯微鏡）觀察5mol/L鹽酸浸泡后，不同試驗(yàn)條件下的TC4試樣表面形貌，如圖7所示。

由圖7可知：TC4鈦合金在5mol/L鹽酸環(huán)境下已經(jīng)被嚴(yán)重侵蝕，表層為凹陷的不規(guī)則被侵蝕形貌。與其他試樣不同的是，圖5f）中的試樣在500倍電鏡下并沒有觀察到被侵蝕后表面的凹陷形貌，說明其被侵蝕的程度相對較低，這與浸泡腐蝕的分析結(jié)果一致。為了進(jìn)一步分析水冷試樣與其他冷卻方式試樣的腐蝕性能不同的原因，選取900℃空冷試樣代表其他5組腐蝕表面形貌相似的試樣，對浸泡10d后，退火溫度為900℃、冷卻方式為空冷的試樣和退火溫度為900℃、冷卻方式為水冷的試樣進(jìn)行EDS（能量色散X射線光譜）面掃描元素對比分析，如圖8所示。

由圖8a）可知：在凹陷區(qū)域內(nèi)，Ti和V元素分布比較均勻，但Al元素在凹坑形貌內(nèi)缺失嚴(yán)重，證明Al元素在浸泡試驗(yàn)中優(yōu)先被腐蝕掉。對比圖8a）和圖8b）可知：退火溫度為900℃、冷卻方式為水冷的試樣在鹽酸環(huán)境下被侵蝕10d后，被侵蝕位置并沒有出現(xiàn)某一元素明顯缺失的現(xiàn)象。由此可以推測出，Al元素被腐蝕后大量缺失的主要原因?yàn)闊崽幚砉に囉兴煌徛睦鋮s速率使各相在擴(kuò)散凝固過程中更容易達(dá)到平衡狀態(tài)，Al元素更多地?cái)U(kuò)散到α相內(nèi)，V元素更多地?cái)U(kuò)散到β相內(nèi)，兩相元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)差異造成了微觀原電池腐蝕。而水冷非常快的冷卻速率使得元素沒有在各相中獲得充分?jǐn)U散，從而減弱了這種兩相間的微觀原電池腐蝕效應(yīng)，使其獲得了最佳的耐腐蝕性能。

為了驗(yàn)證EDS面掃描元素對比分析結(jié)果的準(zhǔn)確性，選擇測試中未出現(xiàn)Al元素明顯缺失現(xiàn)象的900℃、水冷試樣進(jìn)行1mol/L鹽酸環(huán)境下的點(diǎn)蝕電化學(xué)試驗(yàn)。900℃、水冷條件下，TC4鈦合金電化學(xué)點(diǎn)蝕腐蝕形貌SEM圖如圖9所示。從圖9中可以看出，點(diǎn)蝕坑分布并不均勻，且形狀各異，但主要都集中分布在α和β相界處，進(jìn)一步印證了兩相間形成微觀原電池腐蝕的推論[18-19]。

900℃、水冷條件下，TC4鈦合金點(diǎn)掃元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表5所示。由表5可知：點(diǎn)蝕坑內(nèi)的Al元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.51%，原子數(shù)量為6.09%，均低于α相和β相中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)和原子數(shù)量。由此可知，點(diǎn)蝕坑內(nèi)Al元素優(yōu)先被腐蝕，且其為影響等軸組織TC4鈦合金腐蝕性能的主要因素[20]。

表 5 900℃、水冷條件下 TC4 鈦合金點(diǎn)掃元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)

（Tab. 5 Elemental mass fractions of TC4 titanium alloy via point scan under water-cooled condition and annealed at 900 °C）

針對等軸組織TC4雙相鈦合金，通過改變熱處理工藝進(jìn)而改變相比例和相尺寸的方法，最終改變的都是Al元素的微觀原電池效應(yīng)，進(jìn)而影響TC4鈦合金的腐蝕行為。等軸組織TC4鈦合金微觀原電池模型示意圖，如圖10所示。

大量的Al元素偏聚加大了微觀原電池效應(yīng)，在鈍化膜破裂后，合金腐蝕速率加快，具體表現(xiàn)為腐蝕電流密度的增加。因此，為了獲得新型耐腐蝕鈦合金，可以通過增加α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)和減少Al元素偏析，來提高鈦合金的耐腐蝕性能。

3、結(jié)語

本文通過不同退火熱處理工藝、腐蝕浸泡試驗(yàn)和電化學(xué)試驗(yàn)，研究了TC4等軸組織鈦合金相結(jié)構(gòu)和元素分布對其耐腐蝕性能的影響，主要獲得以下結(jié)論：

1）850℃、900℃和950℃退火工藝處理后，TC4鈦合金均為等軸組織，隨著退火溫度的升高，α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸減少，β相質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增加。隨著退火時(shí)間的延長，其等軸組織相尺寸不斷增大。

2）不同退火工藝處理后，TC4鈦合金耐腐蝕性能與α相質(zhì)量分?jǐn)?shù)呈正比，與相尺寸呈反比。

3）Al元素為影響TC4鈦合金耐腐蝕性能的重要因素，減少其元素偏析，可降低TC4鈦合金的腐蝕速率，提高TC4鈦合金的耐腐蝕性能。

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收稿日期：2025-01-07　修回日期：2025-03-17　出版日期：2025-11-10

Received：2025-01-07　Revised：2025-03-17　Published：2025-11-10

通信作者：陳冠宇，工程師，chengyguanyu@163.com

《城市軌道交通研究》雜志社，開放獲取CCBY-NC-ND協(xié)議 Urban MassTransit Magazine Press. Thisisan open accessarticle undertheCCBY-NC-NDlicense

（注，原文標(biāo)題：退火工藝對鈦合金構(gòu)架組織和腐蝕行為影響）

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