引言

鈦及其合金具有耐熱、耐蝕、無磁性和比強度高等特點,被廣泛應用于醫療、化工、核工業、海洋工程等領域［1-2］。TC4鈦合金即Ti-6Al-4V合金,是兩相合金,具有良好的焊接性能和加工性能等，是目前應用最廣泛的鈦合金之一［3-4］。

目前對TC4合金熱處理工藝的研究較多。冉興等［5］研究了固溶溫度對Ti-6Al-4V鈦合金顯微組織和性能的影響,結果表明:提高固溶溫度會減少組織中初生α相含量，使β相晶粒尺寸和片層α相厚度增大，并使合金強度先升高后降低;952℃固溶處理隨后時效處理的合金抗拉強度達到最大值（915 MPa） ;此外提高固溶溫度會使合金發生韌-脆混合斷裂。吳晨等［6］研究了航天緊固件用TC4鈦合金棒材固溶和時效后的組織和性能，結果表明:經固溶和時效處理后，從棒材表面到心部的力學性能受冷卻速率的影響較大，顯微組織由等軸α相、α，相及亞穩定β相組成，棒材端面的次生α相含量及形態差異較小，棒材中部至心部的次生α相含量與片層厚度均增大。

雖然目前對TC4鈦合金的熱處理工藝研究較多,但大多是研究固溶和時效處理工藝，對退火工藝的研究較少。本文對TC4鈦合金進行不同溫度的退火處理，研究退火溫度對其顯微組織和力學性能的影響。

1、試驗材料與方法

采用小顆粒海綿鈦和鋁-釩中間合金為原料,按Ti-6Al-4V合金的名義成分配料并壓制成電極。

為使合金成分更均勻，采用真空自耗電弧爐熔煉3次制成鑄錠， 隨后將鑄錠進行多火次鍛造成棒材， 實測化學成分（質量分數）為6.34%αl、4.3% V、β.12%O、β.156% Fe。

因為TC4為α+β雙相鈦合金，故相變點的測定是確定退火溫度的重要參數之一，采用DSC-TG熱分析儀測定的試驗用TC4鈦合金的相轉變溫度為990℃通常,α+β兩相鈦合金的熱處理溫度應低于相變點，故本文確定退火工藝為分別在 920℃、940℃、960℃、980℃保溫1 h空冷。隨后沿棒材縱向取樣，按常規方法制備金相試樣和按GB/T228.1 —2010制備拉伸試樣。金相試樣采用HF：HNO3:比0 = 1 ： 3 ： 6（體積比）的腐蝕液浸蝕，設備為Ziess金相顯微鏡;在aG-X型萬能試驗機上進行拉伸試驗，拉伸加載速率為1mm/min。

2、試驗結果與討論

2.1顯微組織

圖1為不同溫度退火的TC4合金的顯微組織,可以發現，當920℃退火的合金均有大量初生α相和針狀α相。通常,TC4合金在退火的冷卻過程中主要發生β—>α和β—>α'相變，會形成大量亞穩定β相。α'相的晶體結構為六方馬氏體，通過切變方式形成,其形成條件為較快的冷卻速率,因為本文退火為空冷，故可以斷定合金中無α'相形成，細小針狀相為次生α相。940℃退火的合金顯微組織無明顯變化。960℃退火的合金初生α相含量大幅度降低，析出的次生α相含量明顯增加。980℃退火的合金，因退火溫度接近相變點，其初生α相幾乎消失,有明顯的粗大β晶粒。可以發現，隨著退火溫度的升高，合金中初生α相含量減少，其形貌逐漸成為等軸狀,說明在α—>β相轉變過程中，細小的α相最先溶解，隨后粗大α相溶解。

合金中次生α相的析出受冷卻速率及基體中α相穩定元素含量的影響［7］。退火溫度較低時，β相中α相穩定元素含量較低，導致β相的穩定性較高，冷卻時,β相僅在初生α相界面發生擴散，僅有較少次生α相析出。在較高溫度退火會增加β相中α相穩定元素的含量,冷卻時，較快的冷卻會導致α相穩定元素不能充分擴散，在吉布斯自由能的作用下,β相中會以擴散的方式析出較多的次生α相［8］ 。

2.2拉伸性能

圖2為不同溫度退火的TC4合金的拉伸性能。

圖2表明，在920℃和940℃退火的合金的強度比較接近；隨著退火溫度的升高,合金的強度提高不明顯,960℃退火的合金強度提高幅度較大，但其塑性顯著降低;980℃退火的合金強度達到最大值，抗拉強度(Rm)為973MPa,屈服強度(R㈣)為961MPa,但塑性最差，斷后伸長率(α)為2%,斷面收縮率(Z)為8%。總體上看，隨著退火溫度的提高，合金的強度升高，塑性降低。

隨著退火溫度的升高，合金的拉伸性能發生上述變化的原因可從其退火后的顯微組織變化中找到⑼。退火溫度較低(920℃ ,940℃)時，合金在塑性加工中產生的破碎組織會在退火過程中發生回復和再結晶,合金中形成大量等軸狀初生α相，因為初生α相中可開動的滑移系較多，且可調節塑性變形,導致合金的強度較低而塑性較高。退火溫度較高(960℃、980℃ )時，合金中初生α相含量大幅度降低，同時析出大量次生α相，因為次生α相細小均勻，拉伸過程中在位錯滑移至次生α相時，易形成位錯塞積,繼續滑移需施加更大的外力，導致合金的強度較高。此外，因為此時合金中已形成了粗大β相，拉伸過程中β相晶界易形成空洞并迅速擴展,導致合金開裂，塑性大幅度降低［10］ 。

2.3斷口形貌

圖3為不同溫度退火的TC4合金的拉伸斷口的微觀形貌，可以發現，為920℃退火的合金［ 圖3(α)］和940℃［ 圖3(b)］退火的合金其拉伸斷口的微觀形貌較近似,均由大量韌窩組成,韌窩以等軸狀為主，并有部分解離小平面,具有韌性斷裂特征。韌窩的形成過程:試樣在拉伸過程中,較快的應變速率導致位錯滑移產生應力集中，形成少量微孔;隨著拉伸的進行，位錯在滑移過程中受到的排斥力減小,并有少量位錯進入微孔,使位錯源被再次激活;由于塑性變形過程中不斷產生新位錯并進入微孔，導致微孔擴展,微孔聚集于拉伸斷口時會留下痕跡,最終形成韌窩[11]。通常，斷口中韌窩的數量與形貌反映合金的塑性,如果韌窩的數量較多且較深，則合金的塑性較好;如果韌窩數量較少且較淺,則合金的塑性較差，圖3(a,b)表明,TC4合金具有較高的塑性，與圖2 結果一致。

960℃[圖 3(c)]和 980℃ [圖 3(d)]退火的合金拉伸斷口中韌窩數量大幅度減少,有明顯的撕裂棱和解離臺階，以河流狀形貌為主,還有大量細小的韌窩，所以合金的強度高、塑性低。

3、結論

(1) 在920℃、940℃、960℃和980℃退火的TC4鈦合金組織主要由初生α相和次生α相組成，隨著退火溫度的升高，初生α相含量減少，其形貌成為等軸狀,而次生α相含量增加，且有粗大P相形成。(2) 隨著退火溫度的升高，合金的強度升高,塑性降低；980℃退火的合金強度最高，抗拉強度為973 MPa，屈服強度為961 MPa，塑性最差，斷后伸長率為2%,斷面收縮率為8%。

(3) 920℃和940℃退火的合金拉伸斷口有大量等軸狀韌窩，并有解離小平面，具有韌性斷裂特征；960℃和980℃退火的合金拉伸斷口韌窩數量大幅度減少,有明顯的撕裂棱和解離臺階,具有韌性—脆性斷裂特征。

參考文獻

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