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(duì)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(cuò)交互的過(guò)程中會(huì)形成“柯氏氣團(tuán)”和“Snock氣團(tuán)”，對(duì)位錯(cuò)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(huì)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(shí)，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(duì)大多數(shù)鈦合金而言，α相含量和形態(tài)對(duì)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(zhǎng)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(duì)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(duì)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(shí)效、退火等多種熱處理工藝[15-16]。LIDR等[17]對(duì)TA19鈦合金進(jìn)行了3級(jí)熱處理，獲得了由等軸、片層和針狀α組成的三元組織，通過(guò)控制溫度來(lái)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(zhǎng)率均有所提高。然而，過(guò)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(guò)時(shí)效溫度由440℃升到560℃時(shí)，針狀α相發(fā)生粗化，導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低14.5%，伸長(zhǎng)率明顯提高。但隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，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(shí)效處理對(duì)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(shí)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(huì)發(fā)生變化，進(jìn)而對(duì)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(duì)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(duì)較少。在HBZ137-1988中，對(duì)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(duì)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(guò)程是一種加工硬化與加工軟化同時(shí)進(jìn)行的過(guò)程，會(huì)對(duì)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(duì)高氧TC4鈦合金組織性能的影響十分必要。本研究對(duì)O含量為18%的TC4鈦合金分別進(jìn)行680～830℃的退火處理，并對(duì)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(yàn)材料及方法

采用200kg真空自耗電極電弧凝殼爐，石墨鑄型對(duì)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(guò)X射線檢測(cè)，試棒內(nèi)部無(wú)缺陷。所使用高氧TC4合金錠化學(xué)成分見(jiàn)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(shí)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(guò)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(dòng)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(wàn)用拉伸機(jī)對(duì)標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒進(jìn)行常溫拉伸檢測(cè)，{拉伸速率為多少？}每組試樣測(cè)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(yàn)結(jié)果與分析

2.1退火溫度對(duì)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(duì)照組）HIP態(tài)組織形貌見(jiàn)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(duì)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(zhǎng)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(zhǎng)度也有明顯減少。這是因?yàn)镺元素作為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(guò)程中的微觀應(yīng)力作用下，板條狀的兩相組織發(fā)生相對(duì)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(jiàn)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(guò)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(guò)程中，會(huì)基于鑄件形狀產(chǎn)生鑄造內(nèi)應(yīng)力，并且在熱等靜壓過(guò)程壓合合金內(nèi)部閉孔缺陷及縮松時(shí)，也會(huì)產(chǎn)生微觀內(nèi)應(yīng)力，這就為鑄件在退火時(shí)的部分回復(fù)行為提供了內(nèi)在驅(qū)動(dòng)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(shí)，外在驅(qū)動(dòng)力不足導(dǎo)致回復(fù)過(guò)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?cái)啵彝蛊饻p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(kāi)始逐漸出現(xiàn)，交錯(cuò)分布于β晶粒內(nèi)部，能夠較為明顯的分辨，見(jiàn)圖4b和圖4c箭頭處。

隨退火溫度升高，回復(fù)過(guò)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(shí)α"相從β晶粒內(nèi)部長(zhǎng)大伸長(zhǎng)，原始結(jié)構(gòu)中寬大的集束片層被截?cái)啵瑑上嗥瑢咏M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(shí)，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(jiàn)圖4d。

2.2退火溫度對(duì)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(duì)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(zhǎng)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(zhǎng)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(dòng)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(shí)變得粗大，會(huì)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(huì)導(dǎo)致晶粒內(nèi)部位錯(cuò)消除，同時(shí)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(shí)，晶粒細(xì)化程度最高，且相轉(zhuǎn)變程度較低，同時(shí)原始結(jié)構(gòu)中寬大的集束片層被截?cái)啵瑑上嗥瑢咏M織分布均勻的同時(shí)取向隨機(jī)，板條狀組織清晰可見(jiàn)，且少見(jiàn)相界面模糊區(qū)域，因此位錯(cuò)經(jīng)過(guò)時(shí)需要更大的力。同時(shí)在拉伸過(guò)程中，寬大的集束片層被截?cái)啵覂上嗥瑢咏M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(duì)較高的強(qiáng)度，同時(shí)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(duì)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(duì)較低時(shí)，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(shí)，α"相轉(zhuǎn)化程度逐漸升高，合金組織更均勻。經(jīng)過(guò)730℃退火后高氧TC4斷口處韌窩最為明顯，說(shuō)明在經(jīng)過(guò)730℃退火后合金的韌性最好，這驗(yàn)證了在經(jīng)過(guò)730℃退火后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率都較高的現(xiàn)象。而經(jīng)過(guò)780℃退火后的高氧TC4組織斷口起伏相對(duì)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(shí)會(huì)發(fā)生一定程度的回復(fù)現(xiàn)象，當(dāng)退火溫度為780℃時(shí)，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(duì)鑄件力學(xué)性能影響相對(duì)較小，其中抗拉強(qiáng)度最大增幅為24.5MPa，伸長(zhǎng)率的最大增幅為2.5%，當(dāng)退火溫度為780℃時(shí)，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(shí)具有較高的強(qiáng)度與塑性，綜合力學(xué)性能較為優(yōu)異。

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