退火時間對 Ti?6.0Al?3.0Zr?0.5Sn?1.0Mo?1.5Nb?1.0V 鈦合金組織及力學性能的影響

丁 平，肖 寒?，陳 磊，劉開元，黃海廣，余 堃，周榮鋒

1) 昆明理工大學材料科學與工程學院，昆明 650093 2) 云南鈦業股份有限公司，楚雄 651209

鈦及其合金在航空航天、兵器、船舶、石油化工、醫療等領域得到了廣泛應用[1?4].海洋裝備材料必須滿足高比強度、高耐腐蝕性、高韌性和工藝性好等綜合性能條件[5].目前，海洋用鈦合金存在力學性能較差、抗油氣腐蝕較差、剛性不足，冷成形時合金回彈較大，使得生產制造難度較大，成本偏高等問題[6].隨著國際形勢發展以及國家海洋強國戰略的實施，急需開發應用于海洋工程裝備、先進船舶裝備等領域的新型高強耐蝕鈦合金材料[7].

熱處理工藝是改善耐蝕鈦合金熱軋板材組織，提高力學性能和物理化學性能的主要手段[8].鈦合金的熱處理多種多樣，按照目的不同，其退火工藝主要有：去應力退火，主要是為了去除鈦合金材料中的內應力；再結晶退火，主要是為了消除材料變形過程中產生的加工硬化，改善組織性能；雙重退火，主要是為了改善合金的塑性和斷裂韌性，使合金組織均勻穩定；等溫退火，主要是為了改善高溫穩定性.鈦合金的固溶+時效強化熱處理是通過相變產生強化的一種主要手段.但是，這種強化熱處理方法主要用于雙相鈦合金、可熱處理強化的 β 型鈦合金[9?11].

孫虎代等[12]將真空自耗電弧爐熔煉生產的TA5鈦合金鑄錠進行熱軋后，研究了退火溫度對其棒材顯微組織和性能的影響.結果表明，經β相變溫度以下20 ℃加熱軋制的棒材在700～850 ℃下保溫2 h空冷退火后，其顯微組織均為等軸α相，且隨著退火溫度的升高，α晶粒不斷長大并發生球化.馬凡蛟等[13]研究了退火工藝對Ti80合金組織和性能的影響，研究發現該合金在退火溫度為900 ℃時，隨著保溫時間的延長，室溫拉伸強度先升后降，保溫 2 h時強度最高.Wang等[14]研究了具有等軸結構的TC21鈦合金熱軋變形機理和退火靜態再結晶（SRX）機理.結果表明，在α相中由于連續靜態再結晶機理發生SRX，并且隨著退火溫度的升高會促進SRX.在880 ℃退火由于強烈的SRX會產生細小的等軸α晶粒，而過高的溫度（940 ℃）會導致等軸α晶粒再次長大；在β相中SRX的發生是由于亞晶粒的聚集，由于較高的應變能SRX在較低的溫度（820 ℃）β相中進行的更加充分（89.2%），隨著退火溫度的升高，抑制了SRX在β相中進行，并且促進β晶粒長大.權思佳等[15]研究了Ti80鈦合金在3種不同退火工藝下的顯微組織和硬度.結果表明，當退火溫度由900變為980 ℃時，鈦合金由等軸組織形貌變為雙態組織，初生α相減少并發生球化、β相增多；而在1020 ℃熱處理后，組織變成片狀組織，在β晶粒中平行分布著大量針狀次生α相，隨著熱處理溫度的增加，Ti80鈦合金的硬度先降低后升高.石曉輝等[16]研究了 Ti?8Al?1Mo?1V 鈦合金片層組織在熱軋及軋后退火過程中的組織演變規律及機制.結果表明：熱軋及軋后退火難以實現片層α相的球化，僅能實現α相的連續化分布及β相的球化，熱軋過程中位錯密度無法有效累積是造成片層α相再結晶驅動力缺失的主要原因.鈦合金等軸組織強度較高，片層組織斷裂韌性好，雙態組織室溫塑性高，根據以上研究表明，為了提高耐蝕鈦合金熱軋板材的強度等力學性能，對初始片層組織進行熱變形或變形后熱處理是制備等軸組織的有效手段[17?18].鈦合金中α相和β相都是對溫度變化十分敏感的組織，因此可以通過合理的退火工藝獲得期望的顯微組織，從而實現力學性能的改善，因此鈦合金熱處理工藝的研究尤為重要[19].目前對鈦合金退火工藝的研究主要為退火溫度對其的影響，而研究退火時間對鈦合金組織和性能影響相關的較少.本文針對一種近 α 型 Ti?6.0Al?3.0Zr?0.5Sn?1.0Mo?1.5Nb?1.0V 新型鈦合金，對其 3次真空自耗電弧爐熔煉、三火軋制后得到的板材進行退火熱處理，研究退火時間對熱軋板材組織和性能的影響，以期為高強耐蝕鈦合金退火工藝的制定有指導作用，為解決鈦合金在實際生產中遇到的問題提供科學依據.

1 實驗方法

實驗材料的名義成分為：Ti?6.0Al?3.0Zr?0.5Sn?1.0Mo?1.5Nb?1.0V（簡稱 Ti603）.經過 3 次真空自耗電弧爐熔煉后得到鈦合金鑄錠，采用化學分析法實測的化學成分如表1所示，與名義成分基本吻合.首先采用Pandat軟件計算得到Ti603 鈦合金 α/β 相轉變溫度為：967.9 ℃.然后依次對鈦合金鑄錠進行開坯鍛造、機加工后，得到尺寸為 1040 mm×370 mm×110 mm 的長方體坯料.再利用兩輥可逆軋機進行熱軋，軋制工藝為：將鈦合金坯料加熱至960 ℃保溫60 min后進行一火熱軋，軋制方向為沿寬度方向，總下壓率為68.2%；一火軋制結束后，回爐加熱至950 ℃并保溫30 min，長寬換向然后進行二火熱軋，軋制方向為沿長度方向，總下壓率為：57.1%；將二火板料再回爐加熱至 940 ℃ 并保溫 20 min，進行三火軋制，軋制方向為沿長度方向，總下壓率為46.7%，最終厚度8 mm.終軋溫度為780～820 ℃之間，熱軋結束后板材空冷至室溫.從熱軋板材中取 180 mm×100 mm×8 mm試樣進行退火實驗，先將爐子升溫至740 ℃后放入板材，待爐溫重新穩定到740 ℃時開始計時，分別保溫 1、2、3、4 h后空冷至室溫.

表1 Ti603 鈦合金板材的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of Ti603 titanium alloy sheets %

鈦合金試樣在軋制過程中存在長寬換向，所以定義最終軋制方向為軋向.采用線切割機將鈦合金板材切取尺寸為 10 mm×10 mm×8 mm 的金相試樣，然后進行磨拋處理，將拋光完畢的金相試樣表面用Kroll試劑進行腐蝕，Kroll試劑中HF/HNO3/H2O 的體積比為1∶2∶7，腐蝕時間約為10 s，待試樣表面泛微黃后，立刻用清水沖洗，接著用酒精進行沖洗，并用吹風機吹干，最后用Nikon ECLIPSE MA200光學金相顯微鏡對試樣進行選區觀測和分析.采用 PANayltical Empyrean X 射線衍射儀對鈦合金進行X射線衍射物相分析，實驗參數為：掃描速率為 10°·min?1，掃描角度為 20°～100°.采用FM-300顯微硬度計進行硬度測試，加載載荷為 0.2 kg，加載時間為 15 s，每個樣品測試 7 個點，取平均值作為實驗結果.采用SHT4305微機控制電液伺服萬能試驗機對鈦合金板材進行室溫單向拉伸實驗，試樣厚度3 mm，其他尺寸如圖1所示，本實驗初始階段的應力控制為 20 MPa·s?1，拉伸速度為 10 mm·min?1.采用 JSM-7800F 場發射掃描電鏡對顯微組織形貌和拉伸試樣斷口形貌進行觀察分析.采用Image-Pro plus軟件計算顯微組織中的相含量和斷口微觀形貌中的韌窩尺寸.

圖1 拉伸試樣尺寸圖 (單位：mm)Fig.1 Tensile specimen size (unit: mm)

2 實驗結果及分析

2.1 不同狀態 Ti603 鈦合金板材的 X 射線衍射相結構

圖2為Ti603鈦合金板材的X射線衍射圖譜.對照標準粉末衍射卡片可知，退火前后，Ti603鈦合金板材的衍射峰都以 α/α′-Ti 和 β-Ti衍射峰為主，但是 α/α′-Ti 和 β-Ti衍射峰的強度出現較大的變化.熱軋態和 740 ℃×1 h退火態有一個明顯的(0002)α/α′-Ti,(111)β-Ti最強衍射峰，說明存在較多的晶面與 (0001)α，(111)β晶面同方向分布，熱軋態(0002)α晶面衍射峰強度I(0002)α約為 (101)晶面衍射峰強度I(101)α的4倍，說明晶?？赡転槠瑺頪15].且740 ℃×1 h退火態相比熱軋態最高峰強度增加，同時部分α相衍射峰強度出現增加，α相和β相對應衍射峰的半峰寬減小，表明α相和β相在此溫度下發生了靜態回復和靜態再結晶，導致晶粒尺寸增加.740 ℃ 退火 2～4 h，(0002)α/α′-Ti,(111)β-Ti衍射峰的強度明顯降低，對比熱軋態，740 ℃×1 h 退火態α相對應衍射峰強度增加，β相對應的(111)β-Ti峰強度降低、(222)β-Ti衍射峰消失，說明合金在退火2 h后相結構發生變化，合金中β相含量減少.隨著退火時間從2 h增加到4 h，此時α相對應的衍射峰強度略有降低，半峰寬小幅度增大，表明退火時間大于2 h，晶粒發生粗化，組織逐漸均勻化.此外 α′和α相對應的衍射峰重疊，并且β相減少，分析其原因為退火過程發生 β→α相變，產生部分亞穩定六方晶格的 α′過渡相[20].

圖2 Ti603 鈦合金板材的 X 射線衍射圖譜Fig.2 XRD pattern of Ti603 titanium alloy sheets

2.2 鑄態及熱軋態 Ti603 鈦合金顯微組織

Ti603鈦合金經過3次真空自耗電弧爐（VAR）熔煉得到的鑄態組織如圖3所示，可以看到鑄錠組織為典型的魏氏組織，組織內具有清晰連續的晶界α相，晶界內分布著諸多平行且大小不等的片狀α相集束，每個區域的集束方向各不相同，且片狀α相被β相分隔開，β相較為密集，片狀α相面積較小.

圖3 Ti603 鈦合金鑄錠顯微組織Fig.3 Microstructure of Ti603 titanium alloy ingots

Ti603鈦合金熱軋板材的顯微組織如圖4所示.圖4（a）中可以看到存在白色的初生α相基體，初生α相體積分數約為78.47%，此外，組織中存在大量清晰的β轉變組織，其內部有細小片狀的次生α相析出，次生α相方向各不相同，這一特征在圖4（c）軋制面的掃描電鏡組織中尤為明顯.Ti603鈦合金在α+β相區進行熱軋，由于軋制溫度在再結晶溫度以上，變形過程中α相和β相發生了部分動態再結晶，形成了部分被拉長的α相和部分等軸球化的α相.對比Ti603鑄態組織，經過開坯鍛造以及熱軋后，鑄態片狀α集束發生斷裂、破碎，形成變形后的組織，最終在α/β兩相區進行三火熱軋，變形組織破碎形成球狀微觀結構[21?22].

圖4 Ti603 鈦合金熱軋板材顯微組織.（a）縱截面；（b）橫截面；（c）軋制面掃描電鏡圖片Fig.4 Microstructures of Ti603 titanium alloy hot-rolled sheets: (a) longitudinal section; (b) cross section; (c) SEM of rolled section

2.3 不同退火時間 Ti603 鈦合金板材的顯微組織

圖5為740 ℃不同退火時間Ti603鈦合金板材的顯微組織.圖5（a）、（b）和（c）分別為 740 ℃×1 h退火后Ti603鈦合金板材縱截面、橫截面和軋制面的顯微組織，從圖5（a）和（b）板材的縱截面和軋制面可以看出，有被拉長的α相，長寬比>10，沿軋制方向能看到軋制流線，這表明合金還存在較明顯的變形組織.在軋制面還可以清晰的發現一部分呈橢球狀的初生α相，長寬比約為2，表明發生了一定程度的回復和再結晶，但是仍存在塑性變形，如圖5（c）所示.初生α相的晶粒尺寸大小不均勻，β相彌散分布于初生α相中.經計算，軋制面初生α相的體積分數為81.73%，相比熱軋態板材中α相的體積分數有所增加.此時合金組織為不完全再結晶組織，由少量等軸α相和β相組成.

Ti603鈦合金板材在740 ℃×2 h退火后，由圖5（d）和 5（e）可知，此時組織為等軸組織，由初生α相基體和β相組成，初生α相晶粒尺寸變小，長寬比約為3，α相晶粒大小不均勻，部分呈橢球狀，大部分已經球化，球化程度相比退火1 h時增加.由圖5（f）可知，初生α相晶粒間彌散分布著少數β轉變組織，β轉變組織中的次生α相呈針狀分布，表明保溫過程中發生α相和β相再結晶的同時還發生了 α→β相變[23?24].經計算，軋制面 α 相的體積分數約為84.69%，等軸α相的平均晶粒尺寸為 6.1 μm，對比退火 1 h，退火 2 h 后合金中初生α相含量增加，導致這種現象發生的原因可能是在冷卻過程中發生了 β→α的相變，這與上述相圖計算的結果相符合[15].Ti603 鈦合金板在 740 ℃×3 h退火后，由圖5（g）和 5（h）可知，此時組織為等軸組織，經計算軋制面等軸α相的體積分數約為84.91%，平均晶粒尺寸約為11.3 μm，等軸α相的大小開始均勻化，等軸初生α相粗化，β轉變組織在圖6的掃描電鏡圖中可以清晰的看到，由針狀次生α相和殘余β相組成的混合體，彌散分布于等軸 α 晶粒之間.Ti603 鈦合金板在 740 ℃×4 h 退火后，由圖5（j）和 5（k）可知，顯微組織以初生等軸α相為主，等軸α相的體積分數約為85.61%，平均晶粒尺寸約為 14.6 μm，尺寸大小較為均勻.由圖5（l）可知，等軸α相的晶粒尺寸發生了較明顯的粗化，β相所占比例減少，顯微組織是等軸組織.在退火溫度為740 ℃由于保溫時間的增加，α和β晶粒有充分的時間進行再結晶，等軸α相晶粒尺寸會逐漸增加[25].

圖5 不同退火時間 Ti603 鈦合金顯微組織.（a）縱截面，1 h；（b）橫截面，1 h；（c）軋制面，1 h；（d）縱截面，2 h；（e）橫截面，2 h；（f）軋制面，2 h；（g）縱截面，3 h；（h）橫截面，3 h；（i）軋制面，3 h；（j）縱截面，4 h；（k）橫截面，4 h；（l）軋制面，4 hFig.5 Microstructure of Ti603 titanium alloy at different annealing times: (a) longitudinal section, 1 h; (b) cross section, 1 h; (c) rolled surface, 1 h;(d) longitudinal section, 2 h; (e) cross section, 2 h; (f) rolled surface, 2 h; (g) longitudinal section, 3 h; (h) cross section, 3 h; (i) rolled surface, 3 h;(j) longitudinal section, 4 h; (k) cross section, 4 h; (l) rolled surface, 4 h

圖6 740 ℃×3 h 退火鈦合金掃描電鏡圖Fig.6 SEM figure of annealed titanium alloy at 740 ℃ and 3 h

綜上所述：熱軋Ti603鈦合金板材在740 ℃退火，隨著退火時間的增加，初生α相所占的比例逐漸增加，從81.73%增加到85.61%，β相的比例逐漸降低，組織中長條狀α相逐漸破碎球化，組織中可以看到β轉變組織，表明α相和β相發生再結晶的同時還發生了 α→β相變.α′相的產生可能由于冷卻時間較短發生 β→α相變，相變過程中可由應力產生亞穩定的 α′過渡相，并在隨后的熱處理過程中直接分解為穩定的α相[15,26].隨著退火保溫時間增加，等軸α相的尺寸逐漸增大，大小逐漸均勻化.球化的原因為：α相靜態再結晶的發生是由于連續靜態再結晶（cSRX）機理，在cSRX過程中，位錯被亞晶粒的小角度晶界（LABs）吸收，然后進行從LABs到大角度晶界的連續轉變，即從亞晶粒到再結晶晶粒.退火時間的增加使得亞晶粒的形核和位錯的吸收有足夠時間進行，進而促進了α相的靜態再結晶.β相靜態再結晶的發生是通過亞粒聚集機制[14].隨著退火時間增加表現出來的現象為：α相由細長狀逐漸生長，寬度開始增加，當生長到一定程度時，相鄰方向不同的α相之間相互接觸，α相之間進行沖擊并截斷，隨后被截斷的α相逐漸球化.相比退火1 h，退火時間增加，再結晶和晶界滑移進行得更充分，等軸α相在數量上增加，等軸α相有更多的長大時間，使得等軸α相逐漸粗化，β 相逐漸集聚[13,25,27].組織變化為：1 h 時發生了部分回復與再結晶，其余的仍然是加工態組織，2 h后隨著退火時間的增加，組織變為等軸組織.

2.4 不同退火時間 Ti603 鈦合金板材拉伸性能

不同退火時間Ti603鈦合金的拉伸性能如表2所示.由表2可知，隨著退火時間增加，Ti603鈦合金板材抗拉強度(Rm)先降低再增加最后又降低，呈“W”型變化；屈服強度(Rp0.2)先增加后降低；延伸率(A)一直增加.

表2 不同退火時間 Ti603 鈦合金板材的拉伸性能Table 2 Tensile mechanical properties of Ti603 titanium alloy sheets at different annealing time

在退火2 h時，板材的延伸率有較大幅度的增加，然后延伸率增加幅度變小.其原因是：熱軋板材沒有退火時，合金內部內應力較高，導致抗拉強度較高，塑性較差，保溫1 h時，組織為不完全再結晶組織，發生了一定程度的回復與再結晶，對消除合金內應力和組織中位錯堆積等缺陷的消除有一定積極作用，導致抗拉強度明顯下降，塑性明顯提高；保溫2 h時，等軸狀α相體積分數增加，β相體積分數減少，組織為等軸組織，導致塑性提高.再結晶的同時發生了 α→β相變，冷卻時析出了少量的針狀次生α相，起到彌散強化作用，導致屈服強度提高[23].退火2 h后隨著退火時間的增加，等軸α相的體積分數有所增加，但是增加的幅度較小，初生α相和β相的晶粒尺寸增加，并且β相體積分數減小，再結晶程度增加，再結晶的弱化效果高于相變的強化效果，導致強度下降，塑形小幅度增加.綜合性能最佳的退火工藝為740 ℃退火保溫2 h，性能如表2 所示.

圖7為740 ℃不同退火時間的Ti603鈦合金板材的室溫單向拉伸斷口形貌.由圖7（a）可知，在保溫1 h時，其拉伸斷口宏觀形貌為：斷口與主應力呈45°角，斷口附近有明顯的塑性變形，斷口表面呈纖維狀，顏色是暗灰色的.根據圖7（c）、（f）、（i）和（l）計算出韌窩的平均尺寸如圖8 所示.由圖7（b）可知，保溫1 h時其斷口微觀形貌特征是：可以看到滑移帶，漣波，同時可以在部分位置觀察到等軸韌窩，韌窩比較小且比較淺，韌窩的平均尺寸為7.83 μm，其斷裂方式為韌性斷裂，斷裂機理為滑移分離和韌窩的形核和長大.由圖7（d）可知，在保溫2 h時，其斷口宏觀形貌特征為：在斷口附近可以看到明顯的塑性變形，有縮頸現象，斷口的形狀為杯錐狀，杯的底部垂直于主應力，錐面與主應力呈45°角，能觀察到纖維區和剪唇區，斷口顏色為暗灰色.由圖7（e）可知，保溫 2 h 時其斷口微觀形貌為：由大量的等軸韌窩組成，韌窩數量多且顏色較深，韌窩也比較深，其韌窩的平均尺寸為9.52 μm，在較大的韌窩中包含有許多小韌窩.其斷裂方式為：韌性斷裂，斷裂機理是韌窩的形核和長大.圖7（g）與圖7（j）的保溫時間分別為 3 h 與 4 h，其斷口的宏觀形貌與保溫2 h的宏觀形貌相同，不同的地方在：纖維區所占的比例逐漸增大.由圖7（h）和圖7（k）可知，保溫 3 h 及 4 h 時其斷口微觀形貌特征是：大韌窩里包含有許多小韌窩，隨著保溫時間的增加，韌窩數量增加，3 h時其韌窩平均尺寸為10.26 μm，4 h時其韌窩平均尺寸為12.9 μm.由圖8可知，在相同的斷裂條件下，韌窩的尺寸增大，其塑性也越來越好，與表2中Ti603鈦合金板材的延伸率變化規律一致.

圖7 不同退火時間 Ti603 鈦合金拉伸斷口形貌.（a～c）1 h；（d～f）2 h；（g～i）3 h；（j～l）4 hFig.7 Tensile fracture morphologies of Ti603 alloy at different annealing time: (a–c) 1 h; (d–f) 2 h; (g–i) 3 h; (j–l) 4 h

圖8 不同退火時間Ti603鈦合金板材拉伸斷口韌窩的平均尺寸Fig.8 Average size of dimples in the tensile fracture of Ti603 titanium alloy sheet with different annealing times

2.5 不同退火時間 Ti603 鈦合金板材顯微硬度

圖9為不同退火時間Ti603鈦合金板材顯微硬度.由圖9可知，隨著退火時間增加，Ti603鈦合金板材顯微硬度先升高后降低.顯微硬度先由退火 1 h 的 HV 333.75 升高至 2 h 的 HV 347.67，然后下降至 4 h 的 HV 313.73.退火 2 h 時，Ti603 鈦合金板材的顯微硬度最高，因為此時α相的體積分數明顯增加，而β相的體積分數明顯降低，α相含量越多，顯微硬度值越大[26].而隨著退火時間的增加，α相的體積分數增加幅度較小，但是初生α相的球化程度提高，球化的初生α相硬度值降低，再結晶化程度增加造成軋制形變強化效果減弱，并且可能隨著保溫時間的增加，α′馬氏體逐漸轉變為穩定的α相，從而導致硬度隨著退火時間的增加逐漸降低.

圖9 不同退火時間 Ti603 鈦合金板材顯微硬度Fig.9 Microhardness of Ti603 titanium alloy sheet at different annealing time

3 結論

（1）退火溫度為740 ℃時，隨著退火時間的增加，Ti603鈦合金的顯微組織均以初生α相為主，α相所占的比例逐漸增加，β相的比例逐漸降低，組織中長條狀α相逐漸破碎球化，等軸α相的平均晶粒尺寸由保溫 2 h 時 6.1 μm 增加到 4 h 時14.6 μm，等軸 α 相逐漸粗化.

（2）退火溫度為740 ℃時，隨著退火時間的增加，新型Ti603鈦合金抗拉強度先降低再升高最后降低，屈服強度先升高后降低，延伸率逐漸增加，顯微硬度先增加后降低.綜合性能最佳的退火工藝為740 ℃退火保溫2 h，此時板材的抗拉強度、屈服強度、延伸率和顯微硬度分別為：984 MPa、941 MPa、15.27%、HV 347.67.

（3）新型Ti603鈦合金在退火溫度為740 ℃時，保溫1 h時，室溫單向拉伸斷裂方式為韌性斷裂，斷裂機理為滑移分離與韌窩的形核和長大.保溫2～4 h時，室溫單向拉伸斷裂方式為韌性斷裂，斷裂機理為韌窩的形核和長大.