TC4（Ti-6Al-4V）是一種典型的中等強(qiáng)度鈦合金，具有較好的綜合力學(xué)性能、抗蝕性和高溫強(qiáng)度以及備良好的加工性能，是目前研究最為深入的鈦合金之一，多在熱等靜壓+退火狀態(tài)下使用，在航空工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1-3]。

O是一種α相穩(wěn)定元素，以間隙固溶的方式存在于鈦合金中，其含量通常在0.1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），被認(rèn)為是雜質(zhì)元素，需要對其含量進(jìn)行控制。有研究表明，間隙固溶的O元素在與彈性位錯交互的過程中會形成“柯氏氣團(tuán)”和“Snock氣團(tuán)”，對位錯產(chǎn)生阻礙和釘扎作用，能有效提高鈦合金強(qiáng)度，且隨著O含量增加，合金強(qiáng)度會顯著提高，但是塑性顯著下降[4]。而且隨著O含量上升，TC4鈦合金的α+β/β相轉(zhuǎn)變溫度也隨之升高，沖擊韌性則快速下降，當(dāng)O含量高于0.165%時，下降速度急劇上升[5]，所以認(rèn)為當(dāng)TC4鈦合金O含量高于0.165%即為高氧TC4鈦合金，因此需嚴(yán)格控制合金中O含量。研究發(fā)現(xiàn)，適當(dāng)增大O含量，能在不影響合金塑性的前提下大幅提高合金強(qiáng)度[6~8]。

鈦合金的力學(xué)性能不僅取決于合金成分，還和其微觀組織形態(tài)有很大關(guān)系，對大多數(shù)鈦合金而言，α相含量和形態(tài)對鈦合金的力學(xué)性能有很大影響[9-10]。研究認(rèn)為，α相具有3種形態(tài)，分別為軸狀、片狀以及針狀，其中等軸α相能夠?qū)Ζ孪嗥鸬结斣饔茫种痞孪嚅L大，從而提高基體力學(xué)性能；片狀α相具有較高的強(qiáng)度和斷裂韌度，其含量對鈦合金的力學(xué)性能影響較大；而針狀的α相均勻分布在β基體上，能夠起到彌散強(qiáng)化的效果[11-14]。目前對鈦合金的熱處理工藝研究多集中在鈦合金鍛壓、軋制等變形加工的棒材、板材等，包括固溶、時效、退火等多種熱處理工藝[15-16]。LIDR等[17]對TA19鈦合金進(jìn)行了3級熱處理，獲得了由等軸、片層和針狀α組成的三元組織，通過控制溫度來調(diào)整等軸α、片層α和針狀α相的占比。結(jié)果表明，隨溫度升高，層狀α相含量增加，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率均有所提高。然而，過高溫度導(dǎo)致等軸α含量極低，β晶粒變粗，從而降低合金塑性。LEESW等[18]發(fā)現(xiàn)新型鈦合金Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe在經(jīng)過時效溫度由440℃升到560℃時，針狀α相發(fā)生粗化，導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低14.5%，伸長率明顯提高。但隨著時效時間延長，β晶界處出現(xiàn)晶間α，使得合金強(qiáng)度和塑性均降低。劉婉潁等[19]研究了固溶時效處理對TC4鈦合金力學(xué)性能影響，發(fā)現(xiàn)在采用960℃保溫1h水冷以及500℃保溫1h水冷后的鈦合金綜合性能最好，這是由于TC4鈦合金固溶時效后的組織由β基體和析出的α相組成，具有片層狀β相和小針叢狀α相組織，可獲得較高綜合性能。

TC4鈦合金經(jīng)熱處理后微觀組織會發(fā)生變化，進(jìn)而對力學(xué)性能產(chǎn)生影響。已有的關(guān)于鈦合金的熱處理工藝多為變形鈦合金而鑄態(tài)鈦合金的熱處理工藝則相對單一。退火作為鑄態(tài)鈦合金最常用的熱處理工藝，其主要目的在于消除鑄件內(nèi)部鑄造應(yīng)力、焊接應(yīng)力，穩(wěn)定鑄件組織和性能，研究相對較少。在HBZ137-1988中，對TC4退火溫度要求為700~800℃，保溫1~2h后空冷，參考其他標(biāo)準(zhǔn)，對退火溫度的要求也有差異，最大溫度區(qū)間為（700~860℃）±10℃。TC4鈦合金的HIP（Hotisostaticpressing）以及后續(xù)的熱處理過程是一種加工硬化與加工軟化同時進(jìn)行的過程，會對TC4鈦合金的組織和性能產(chǎn)生極為重要的影響[20]，因此研究退火溫度對高氧TC4鈦合金組織性能的影響十分必要。本研究對O含量為18%的TC4鈦合金分別進(jìn)行680～830℃的退火處理，并對其組織和性能進(jìn)行了分析，旨在為高性能鈦合金鑄件的生產(chǎn)提供參考。

1、試驗材料及方法

采用200kg真空自耗電極電弧凝殼爐，石墨鑄型對試棒進(jìn)行熔煉澆注，所有試棒熱處理前均為熱等靜壓態(tài)，且經(jīng)過X射線檢測，試棒內(nèi)部無缺陷。所使用高氧TC4合金錠化學(xué)成分見表1。

所有試棒在140MPa氬氣壓力下進(jìn)行920℃，熱等靜壓3.5h，并隨爐冷至300℃以下。之后在真空度低于0.133Pa下分別以680、730、780和830℃進(jìn)行熱處理，保溫2h后爐冷，當(dāng)爐溫≤250℃時放氣，爐溫≤40℃出爐。

用線切割方法在鑄造成形的鈦合金試樣中部切取圓片狀金相試樣{具體尺寸}，在經(jīng)過由粗到細(xì)的金相砂紙打磨后進(jìn)行拋光，拋至鏡面后使用常規(guī)腐蝕液(2mL的HF+4mL的HNO3+94mL蒸餾水)浸泡15s后立即用流動清水沖洗干凈吹干，使用GX51OLYMPUS型金相顯微鏡（OM）觀察試樣微觀形貌；采用DNS-200萬用拉伸機(jī)對標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒進(jìn)行常溫拉伸檢測，{拉伸速率為多少？}每組試樣測3次，取平均值；采用ZEISSΣIGMA掃描電鏡觀察拉伸試樣斷口形貌。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1退火溫度對微觀組織的影響

未經(jīng)退火的高氧{氧含量具體為多少？}TC4鈦合金（對照組）HIP態(tài)組織形貌見圖2，圖3是O含量為0.1%的常規(guī)TC4鈦合金HIP態(tài)魏氏體組織。對比圖2和圖3可以看出，隨O含量增加，α相與α+β相的晶粒尺寸得到了一定程度細(xì)化,從最初的2mm，細(xì)化到153μm；并且板條狀的兩相組織變細(xì)，長寬比明顯降低，魏氏組織中α集束的寬度相較于常規(guī)TC4鈦合金組織變窄，長度也有明顯減少。這是因為O元素作為α相穩(wěn)定元素，能夠擴(kuò)大α相區(qū)，提高α相穩(wěn)定性，導(dǎo)致α+β/β轉(zhuǎn)變溫度上升，使合金中α相增多。此外，在熱等靜壓過程中的微觀應(yīng)力作用下，板條狀的兩相組織發(fā)生相對變形，造成α相集束取向發(fā)生變化，寬度變窄。

經(jīng)不同溫度退火后的高氧TC4鈦合金SEM組織見圖4，其中粗大凸起為板條狀β相，而凸起之間的凹陷為板條狀α相，在經(jīng)過退火處理之后出現(xiàn)的細(xì)小凹陷則為等軸α"相。在圖4中并未發(fā)現(xiàn)氧化物顆粒。在合金凝固過程中，會基于鑄件形狀產(chǎn)生鑄造內(nèi)應(yīng)力，并且在熱等靜壓過程壓合合金內(nèi)部閉孔缺陷及縮松時，也會產(chǎn)生微觀內(nèi)應(yīng)力，這就為鑄件在退火時的部分回復(fù)行為提供了內(nèi)在驅(qū)動力[13]。可以看出，圖4中的α相集束變得更窄，相比于HIP態(tài)中的魏氏組織存在較大差異。當(dāng)退火溫度較低時，外在驅(qū)動力不足導(dǎo)致回復(fù)過程進(jìn)行較為緩慢，可以發(fā)現(xiàn)部分區(qū)域板條狀組織變得模糊，晶界被截斷，而且凸起減少，出現(xiàn)少量新的短小凹陷，初生板條狀α相和β相含量都有所下降，少量不同取向的等軸狀α"相開始逐漸出現(xiàn)，交錯分布于β晶粒內(nèi)部，能夠較為明顯的分辨，見圖4b和圖4c箭頭處。

隨退火溫度升高，回復(fù)過程更為徹底，當(dāng)退火溫度為780℃，合金組織由初生板條狀α相、初生板條狀β相和少量等軸α"相組成，此時α"相從β晶粒內(nèi)部長大伸長，原始結(jié)構(gòu)中寬大的集束片層被截斷，兩相片層組織分布均勻，但與網(wǎng)籃狀組織不同的是集束層的取向隨機(jī)。當(dāng)退火溫度為830℃時，雖然溫度低于高O含量的TC4合金的相轉(zhuǎn)變溫度，但在內(nèi)部殘余應(yīng)力釋放與外在高溫?zé)釕?yīng)力的共同作用下，發(fā)生了一定程度的相轉(zhuǎn)變，部分區(qū)域相界面模糊甚至消失，集束層中的部分β相直徑明顯變大，見圖4d。

2.2退火溫度對力學(xué)性能的影響

圖5為試樣在不用熱處理溫度下的力學(xué)性能。可以看出，與對照組相比，經(jīng)熱處理后試樣強(qiáng)度和塑性均略有提高，其中抗拉強(qiáng)度最大增幅為24.5MPa，伸長率最大增幅為2.5%，其主要原因在于退火后試樣組織中的板條狀組織細(xì)化，長寬比降低，集束條變窄。隨退火溫度增大，合金強(qiáng)度呈先下降后升高，而塑性則先升高后下降，但整體波動幅度較小，主要與組織中α"相的生成，以及β相含量和狀態(tài)的變化有關(guān)，板條狀β相向等軸狀α"相轉(zhuǎn)變，同時變得粗大，會導(dǎo)致TC4鈦合金加工硬化現(xiàn)象加劇，這主要源于TRIP（Transformation induced plasticity）效應(yīng)。這些相變也會導(dǎo)致晶粒內(nèi)部位錯消除，同時晶粒位相關(guān)系發(fā)生變化，晶界重新排列，最終使得鑄件內(nèi)部應(yīng)力集中減少，進(jìn)而使抗拉強(qiáng)度下降但是屈服強(qiáng)度略有上升，由加工軟化轉(zhuǎn)向加工硬化。

結(jié)合內(nèi)部組織的變化以及圖5可知，高氧TC4鈦合金在退火溫度為780℃時，晶粒細(xì)化程度最高，且相轉(zhuǎn)變程度較低，同時原始結(jié)構(gòu)中寬大的集束片層被截斷，兩相片層組織分布均勻的同時取向隨機(jī)，板條狀組織清晰可見，且少見相界面模糊區(qū)域，因此位錯經(jīng)過時需要更大的力。同時在拉伸過程中，寬大的集束片層被截斷，且兩相片層組織分布均勻，能夠有效的提高塑性。因此，經(jīng)780℃退火后的高氧TC4鈦合金既具有相對較高的強(qiáng)度，同時塑性下降程度較小，綜合力學(xué)性能最優(yōu)。

2.3退火溫度對斷口形貌的影響

圖6為經(jīng)不同溫度退火處理后的試樣拉伸斷口形貌。可以發(fā)現(xiàn)，各試樣均發(fā)生韌性斷裂，主要有纖維區(qū)和剪切唇區(qū)兩部分組成，可在斷口看到明顯的韌窩結(jié)構(gòu)，但是不同退火溫度下韌窩結(jié)構(gòu)也存在部分差異。在溫度相對較低時，在組織中初生α相發(fā)生融合，并未形成常規(guī)的α相+板條狀兩相組織，只產(chǎn)生了部分α"相，由于板條狀的兩相組織更窄，因此相較于HIP態(tài)強(qiáng)度有大幅提高，且斷口形貌起伏較大。當(dāng)退火溫度為繼續(xù)升高時，α"相轉(zhuǎn)化程度逐漸升高，合金組織更均勻。經(jīng)過730℃退火后高氧TC4斷口處韌窩最為明顯，說明在經(jīng)過730℃退火后合金的韌性最好，這驗證了在經(jīng)過730℃退火后伸長率和斷面收縮率都較高的現(xiàn)象。而經(jīng)過780℃退火后的高氧TC4組織斷口起伏相對較為平緩，韌窩結(jié)構(gòu)較小，但是也表現(xiàn)出了明顯的韌性斷裂特征，剪切唇與纖維區(qū)區(qū)分明顯。

3、結(jié)論

（1）在鑄造內(nèi)應(yīng)力與微觀壓應(yīng)力的共同作用力下，鑄件在退火時會發(fā)生一定程度的回復(fù)現(xiàn)象，當(dāng)退火溫度為780℃時，高氧TC4鈦合金的組織更加均勻，為集束不規(guī)則分布的板條狀兩相組織以及少量分布的等軸組織。

（2）退火溫度對鑄件力學(xué)性能影響相對較小，其中抗拉強(qiáng)度最大增幅為24.5MPa，伸長率的最大增幅為2.5%，當(dāng)退火溫度為780℃時，高氧TC4鈦合金表現(xiàn)為典型的韌性斷裂，韌窩起伏明顯，同時具有較高的強(qiáng)度與塑性，綜合力學(xué)性能較為優(yōu)異。

參考文獻(xiàn)

[1] 張喜燕，趙永慶，白晨光.鈦合金及應(yīng)用[M]. 北京:北京化學(xué)工業(yè)出版社，2005.

[2] 張翥，王群驕，莫畏. 鈦的金屬學(xué)和熱處理[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社，2009.

[3] 李梁，孫健科，孟祥軍. 鈦合金的應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展前景[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展，2011(2): 1-3.

[4] 張捷頻，閔新華. 雜質(zhì)元素 N、O、Fe 對 TA15 鈦合金性能和組織的影響[J]. 材料開發(fā)與應(yīng)用，2013，28(2): 83-86.

[5] 賈志偉，馮芝華，紀(jì)志軍，等.O 含量對 ZTA15 鈦合金顯微組織和性能的影響[J].新技術(shù)新工藝，2021(9):76-80.

[6] 梁超，劉文彬，王鐵軍，等.O 含量對熱等靜壓 TC4 鈦合金力學(xué)性能的影響[J].粉末冶金工業(yè)，2019，29(5):12-17.

[7] 鮑學(xué)淳，程禮，陳煊，等. 熱處理工藝對 TC4 鈦合金組織和力學(xué)性能的影響[J]. 金屬熱處理，2019，44(6): 137-140.

[8] 毛江虹，楊曉康，羅斌莉，等.熱處理溫度對 TC4ELI 合金組織與性能的影響[J].金屬熱處理，2020，45(2):166-174.

[9] SADEGHPOUR S，ABBASI S M，MORAKABATI M，et al.Correlation between alpha phase morphology and tensile properties of a new beta titanium alloy[J].Materials and Design，2017，121(5):24-35.

[10] TARZIMOGHADAM Z，SANDLBES S，PRADEEP K G，et al.Microstructure design and mechanical properties in a near-α Ti–4Mo alloy[J].Acta Materialia，2015，97:291-304.

[11] ZHAO Q Y，SUN Q Y，XIN S W，et al. High-strength titanium alloys for aerospace engineering applications: A review on melting-forging process[J]. Materials Science and Engineering，2022，A845: 1-13.

[12] DENG H，JIAO Z，CHENG X，et al. Effect of double annealing treatments on Ti-10V-2Fe-3Al alloy by directed energy deposition[J].Materials Science and Technology，2023（卷期？）: 1-10.

[13] WANG X，LI M，ZHANG Y Q，et al.Effect of annealing temperature on microstructure and mechanical properties of SP-700 titanium alloy sheet[J].Transactions of Materials and Heat Treatment，2018，39(4):44-50.

[14] LI C，CHEN J，LI W，et al. Study on the relationship between microstructure and mechanical property in a metasTab. β titanium alloy[J].Journal of Alloys and Compounds，2015，627: 222-230.

[15] 孟憲偉，趙錦秀，程建雄，等. TC4 鈦合金熱處理工藝的研究現(xiàn)狀及進(jìn)展[J]. 裝備制造與教育，2019，33(3): 28-30.

[16] 李銀標(biāo)，劉泰達(dá). 鑄造 TC4 鈦合金的組織與性能研究[J].熱加工工藝，2022，51(21): 65-68.

[17] LI D R，WANG K，YAN Z B，et al. Evolution of microstructure and tensile properties during the three-stage heat treatment of TA19 titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering，2018，A716: 157-164.

[18] LEE S W，PARK C H，HONG J K，et al. Effect of solution treatment and aging conditions on tensile properties of Ti-Al-Fe-Si alloy[J].Materials Science & Engineering，2017，A697: 158-166.

[19] 劉婉穎，朱毅科，林元華. 熱處理對 TC4 鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 材料導(dǎo)報，2013，27(9): 108-111.

[20] 李昌，任偉寧，楊健，等. TC4 鈦合金 β 熱處理的顯微組織演變[J]. 熱加工工藝，2024(10): 151-154.

相關(guān)鏈接