熱處理對EB鑄錠直接軋制TC4合金板材組織和力學性能的影響

張浩澤， 王雋生， 宮鵬輝， 詹海藝， 王 凱

(1. 昆明理工大學 材料科學與工程學院， 云南 昆明 650093；2. 云南鈦業股份有限公司， 云南 楚雄 651209；3. 西安建筑科技大學 冶金工程學院， 陜西 西安 710055)

Ti-6Al-4V(TC4)鈦合金是一種α+β型兩相鈦合金，世界上生產的鈦合金中50%以上是TC4鈦合金，在航空、航天、船舶、醫療、體育器械等領域具有廣泛的應用[1]。電子束冷床熔煉(Electron beam cold hearth melting，EBCHM，EB)是20世紀80年代發展起來的先進熔鑄技術，具有除雜能力強、錠型多樣、對原料適應強等優勢[2-3]，采用EB扁錠直接軋制合金板材，可省去開坯、鍛造及相應的表面修磨工序，能夠縮短生產工藝流程，降低合金板材的生產成本，被認為是一種重要的低成本生產工藝路線[4-5]。美國一些公司已經將該技術應用于TC4鈦合金的熔鑄，軋制出12.7～76.2 mm厚度的板材并應用于兵器領域，大幅降低了TC4鈦合金板材的生產成本[6-8]。近年來各行業對低成本鈦合金板材的需求越趨緊迫，電子束冷床爐(EB爐)熔鑄TC4鈦合金及其直接軋制技術得到了國內科研機構和企業高度重視，開展了大量基礎研究工作。

鈦合金的性能與其微觀組織密切相關，不同熱處理條件下的鈦合金具有不同的微觀結構，其力學性能與α相的含量和形態密切相關[9-11]，大多數鈦合金通過改變α相形態可以調節和控制強度、塑性和韌性關系，所以通過調整熱處理工藝可以合理地改善TC4鈦合金的微觀組織和力學性能。但是目前國內外學者主要的研究方向集中于真空自耗電極電弧熔煉TC4鈦合金的熱處理工藝對組織和性能的影響，而對于EB爐熔鑄TC4鈦合金的熱處理鮮有報道。

本文通過對EB爐熔鑄的TC4鈦合金扁錠不同火次軋制的板材進行退火處理，研究不同退火溫度下的顯微組織和力學性能變化規律，旨在完善EB鑄錠直接軋制合金板材的低成本工藝技術體系，為低成本TC4鈦合金板材的工業化生產提供經驗數據和理論指導。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料采用不同火次軋制的TC4鈦合金板材。原始鑄錠為EB爐熔鑄的TC4鈦合金扁錠，其截面尺寸為1250 mm×210 mm，顯微組織為魏氏組織，如圖1所示。在β相變點以下分3個火次來軋制不同厚度的板材，一火沿鑄錠長度方向軋制，加熱溫度為950～970 ℃，二火換向軋制且方向與一火的垂直，加熱溫度為920～940 ℃，三火軋制方向與二火的相同，加熱溫度為920～940 ℃，單火次軋制變形量≥60%，3個火次軋制得到板材的厚度分別約為80、25和8 mm。

圖1 EB爐熔鑄TC4鈦合金鑄錠的顯微組織Fig.1 Microstructure of the TC4 titanium alloy ingot melted by EB furnace

1.2 試驗方法

從軋制得到的TC4合金板材上沿橫向(TD方向)取樣片開展熱處理試驗，熱處理制度為隨爐分別加熱至750、780、810和840 ℃，保溫1 h后隨爐冷卻。熱處理后取金相試樣和拉伸試樣，拉伸試樣直徑為φ5 mm，測量標距為25 mm。金相試樣采用HF∶HNO3∶H2O(體積比1∶3∶7)侵蝕液侵蝕，在OLYMPUS GX51光學顯微鏡和Gemini SEM 300場發射掃描電鏡上進行顯微組織觀察；采用X射線衍射儀Cu靶分析物相；室溫和400 ℃高溫拉伸性能檢測在Instron1251型萬能試驗機上進行，室溫拉伸試驗按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行，高溫拉伸試驗按GB/T 228.2—2015《金屬材料 拉伸試驗 第2部分：高溫試驗方法》進行，力學性能取3個試樣的平均值，對試樣的拉伸斷口形貌進行觀察。

2 結果分析與討論

2.1 顯微組織

不同軋制火次所獲得的TC4鈦合金板材經過不同溫度退火后的顯微組織如圖2所示。從圖2(a)可以看出，一火軋制使得原始鑄態組織得到較大程度的破碎，不同溫度退火后合金的顯微組織如圖2(d, g, j, m)所示，以長棒狀α相為主，同時存在少量的等軸α相和未破碎的片層α相，隨退火溫度的升高，α相發生再結晶，β相嵌入到碎斷的片層α相中進而使其分離[12]，受限于原始組織的破碎不充分，不同溫度退火后等軸α相比例較低，通過提高退火溫度仍未能明顯提高。二火軋制后片層組織破碎較充分，顯微組織如圖2(b)所示，由短棒狀α相、次生α相和β轉變組織構成，與一火軋制相比，β相比例明顯增加，這是由于在α+β兩相區軋制后板材變薄，冷卻速率加快，從而保留了較多的β相，隨著退火溫度的升高，顯微組織演變如圖2(e, h, k, n)所示，短棒狀初生α相逐漸球化，次生α增粗變寬，α相比例增加。三火軋制后顯微組織(見圖2(c))的構成與二火軋制的相同，但初生α相等軸化程度進一步提高，短棒狀α相完全消失，這可能是因為軋制過程中發生了顯著的動態再結晶，隨著退火溫度的升高，不同退火溫度下的顯微組織如圖2(f, i, l, o)所示，等軸α相晶粒在780 ℃開始逐漸長大，同時次生α相向等軸化演變，在840 ℃出現α晶粒合并長大。

圖3為不同火次軋制板材在750 ℃和840 ℃退火后的微觀組織。一火軋制板材隨退火溫度的升高微觀組織變化不明顯，β相始終以薄片層狀存在于α晶粒之間，占比較小，初生α相始終具有較大的長寬比。二火、三火軋制板材β相比例明顯增加，初生α相呈等軸狀，隨退火溫度的升高，表現出相同的變化規律，即初生α相趨于球化，次生α相轉變成小顆粒的等軸α相，β相轉變成了多邊形的顆粒狀。

圖3 不同軋制火次的TC4鈦合金板材經750 ℃(a～c)和840 ℃(d～f)退火后的顯微組織(a,d)一火軋制;(b,e)二火軋制;(c,f)三火軋制Fig.3 Microstructure of the TC4 titanium alloy plates with different rolling conditions annealed at 750 ℃(a-c) and 840 ℃(d-f)(a,d) single reheat rolling; (b,e) double reheat rolling; (c,f) triple reheat rolling

圖4 不同溫度退火后不同軋制火次的TC4鈦合金板材的XRD圖譜(a)一火軋制;(b)二火軋制;(c)三火軋制Fig.4 XRD patterns of the TC4 titanium alloy plates with different rolling conditions annealed at different temperatures(a) single reheat rolling; (b) double reheat rolling; (c) triple reheat rolling

2.2 XRD分析

圖4為不同火次軋制TC4鈦合金板材經不同溫度退火后的XRD圖譜。由于次生α(α′)相與初生α相晶體結構、點陣常數相近，衍射峰完全重合[13]，所以在圖譜上合并標記。圖4(a)為一火軋制板材的XRD圖譜，可以看出，在750 ℃退火后β相的(110)β衍射峰、α相的(100)α、(101)α和(201)α衍射峰強度增加，表明再結晶過程中發生了擇優生長，隨退火溫度的升高，除了多角度的α相衍射峰，始終保留有(110)β衍射峰，表明各狀態下合金為α+β兩相組織。圖4(b)為二火板材軋制態和經不同溫度退火后的衍射圖譜，β相的主衍射峰(110)β和(200)β同時出現，表明各溫度退火后具有較多的β相，這與顯微組織的檢測結果相符合。三火軋制板材在750 ℃退火后(002)α衍射峰加強而(110)α減弱，此后隨退火溫度的升高，各衍射峰強度趨于穩定，這表明750 ℃退火不充分，待到較高溫度實現完全再結晶時，α相排列將更加有序，部分晶體取向弱化；β相主衍射峰(110)β在810 ℃和840 ℃尖銳程度降低，可能與次生α相長大消耗了β相有關。

2.3 力學性能

2.3.1 室溫性能

圖5為不同火次軋制TC4鈦合金板材經不同溫度退火后的室溫拉伸性能，可以看出，軋制火次顯著影響合金的力學性能，除三火板材經840 ℃退火外，板材的抗拉強度(Rm)和屈服強度(Rp0.2)均呈現出隨軋制火次的增加明顯提高的趨勢，二火、三火軋制板材相同退火條件下斷后伸長率(A)和斷面收縮率(Z)均高于一火板材。隨著退火溫度的升高，表現出以下規律：一火軋制板材的抗拉強度逐漸升高，在退火溫度為810 ℃時達到最大后下降，塑性指標(A和Z)波動較大，伸長率不滿足GB/T 3621—2007《鈦及鈦合金板材》中的要求(A≥10%)；二火軋制板材的抗拉強度小幅上升，屈服強度和塑性指標小幅波動，在840 ℃退火后強度和塑性均較好；三火板材在810 ℃及以上溫度退火后強度和塑性指標連續下降，三火板材在750 ℃退火后兼具較好的強度和塑性。

圖5 經不同溫度退火后不同軋制火次TC4鈦合金板材的室溫力學性能Fig.5 Room-temperature mechanical properties of the TC4 titanium alloy plates with different rolling conditions annealed at different temperatures(a) Rm; (b) Rp0.2; (c) A; (d) Z

一火軋制板材退火后強度和塑性整體較低，主要是因為顯微組織沒有得到充分破碎且不均勻，拉伸變形時協調能力差，容易引起應力集中并導致微裂紋產生，塑性較低，組織不均勻導致性能不穩定。隨著退火溫度的升高，一火軋制板材的強度呈上升趨勢，再結晶程度增加，促進了破碎的片層α相的分離并形成新的小晶粒，進而增加了α/β相界面，使得強度提升[14]，當退火溫度為840 ℃時，次生α相粗化并出現連接，易引起沿晶斷裂，導致板材抗拉強度降低。二火、三火軋制板材的強度和塑性較一火板材的明顯升高，這主要因為板材顯微組織隨著變形量增加得到了有效破碎，同時發生動態再結晶，增加了等軸狀初生α相的比例，通過細晶強化使得強度提升，等軸α相具有良好的相互協調能力，變形時會使應力均勻分布，使位錯滑移在更多的晶粒內進行，變形能較快分散到各個晶粒內[15]，因此合金塑性提高。文獻[16]指出，鈦合金室溫強度與等軸組織的含量正相關，二火板材隨著退火溫度的升高，初生α相等軸化程度增加，因此強度相應增加。二火板材經不同溫度退火后合金的屈服強度和塑性指標相當，這主要是因為試驗選取的退火溫度較低且間隔較小，二火板材經不同溫度退火后顯微組織變化不明顯，馮秋元等[17]在研究TC4鈦合金板材退火時發現相同的規律。三火軋制后顯微組織完全球化，在810 ℃和840 ℃退火，加快了再結晶的速度，初生α相明顯長大并相互連接。在相同體積內，晶粒越大意味著晶粒邊界越少，而晶界可以阻礙滑移，晶界減少對強度不利。文獻[12]分析認為，具有等軸組織的(α+β)鈦合金的力學性能，主要決定于α晶粒的尺寸，其決定了滑移長度，因此隨著α晶粒的長大，合金的屈服強度降低；晶粒長大超過一定程度，變形協調性就變差，互連的α晶粒易成為裂紋形核位置，裂紋容易通過互連的α晶粒而擴展，因此板材塑性降低。

斷口可以很好地反映合金斷裂時的起因、方式和機制。同種材料通過斷口的纖維區、放射區和剪切唇3個區域的大小和比例，可以大致確定試樣力學性能的差異，放射區是裂紋快速擴展的區域，比例越小則拉伸變形時產生的塑性變形較大，材料的塑性越好，纖維區較大則材料的塑性較好[18]。圖6(a～c)為板材退火后室溫拉伸斷口的宏觀形貌，可以看到，室溫拉伸斷口呈暗灰色，具有明顯的纖維區，一火板材纖維區有條狀棱，二火板材纖維區具有弧形棱，三火板材纖維區具有圓周棱，3種板材放射區均較小，有明顯的頸縮現象，表現出韌性斷裂特征。圖6(a′～c′)為板材退火后室溫拉伸斷口中心纖維區的微觀形貌，一火軋制后在810 ℃退火后斷口微觀形貌呈大而深的等軸韌窩，大韌窩內分布著更小的韌窩(見圖6(a′))，二火軋制和三火軋制退火后的斷口微觀形貌表現為大小不等的韌窩和撕裂棱，韌窩中有微小孔洞出現(見圖6(b′, c′))。隨著軋制火次的增加，韌窩逐漸減小增多，這主要是由于隨著軋制火次的增加晶粒細化以及次生α相增多。

圖6 經不同溫度退火后不同軋制火次的TC4鈦合金板材室溫拉伸斷口宏觀(a～c)和微觀(a′～c′)形貌(a,a′)一火軋制，810 ℃退火;(b,b′)二火軋制，840 ℃退火;(c,c′)三火軋制，750 ℃退火Fig.6 Macro(a-c) and micro(a′-c′) morphologies of room temperature tensile fracture of the TC4 titanium alloy plates with different rolling conditions annealed at different temperatures(a,a′) single reheat rolled, annealed at 810 ℃; (b,b′) double reheat rolled, annealed at 840 ℃; (c,c′) triple reheat rolled, annealed at 750 ℃

2.3.2 高溫性能

不同軋制火次的TC4鈦合金板材經不同溫度退火后的400 ℃高溫拉伸性能如圖7所示，可以看出，高溫抗拉強度均滿足GB/T 3621—2007《鈦及鈦合金板材》中的要求(Rm≥540 MPa)，軋制火次對板材高溫抗拉強度的影響規律與室溫的相同。一火板材高溫抗拉強度隨退火溫度的升高而升高，在810 ℃達到最大值后下降，退火溫度升高加快了再結晶的速率，提高了組織均勻性，過高的退火溫度使次生α相粗化和連接，導致強度降低。二火板材在780 ℃及以上溫度和三火板材在810 ℃及以下溫度退火后強度僅小幅波動，主要是因為退火溫度較低且間隔較小，對顯微組織的影響不明顯。三火板材在840 ℃退火后強度和塑性降低與室溫的影響原因相同。高溫拉伸塑性整體較室溫的要高，這是因為溫度升高后可開動的滑移系增加，有利于塑性變形。從室溫和400 ℃拉伸結果總體來看，一火板材在810 ℃、二火板材在840 ℃、三火板材在750 ℃ 退火后，其強度和塑性均取得較好的配合。

圖7 經不同溫度退火后不同軋制火次的TC4鈦合金板材400 ℃拉伸性能Fig.7 Tensile properties at 400 ℃ of the TC4 titanium alloy plates with different rolling conditions annealed at different temperatures(a) Rm; (b) A; (c) Z

圖8 不同溫度退火后不同軋制火次的TC4鈦合金的400 ℃拉伸斷口宏觀(a～c)和微觀(a′～c′)形貌(a,a′)一火軋制,810 ℃退火;(b,b′)二火軋制,840 ℃退火;(c,c′)三火軋制,750 ℃退火Fig.8 Macro(a-c) and micro(a′-c′) morphologies of tensile fracture at 400 ℃ of the TC4 titanium alloy with different rolling conditions annealed at different temperatures(a,a′) single reheat rolled, annealed at 810 ℃; (b,b′) double reheat rolled, annealed at 840 ℃; (c,c′) triple reheat rolled, annealed at 750 ℃

圖8為板材400 ℃高溫拉伸斷口形貌，可以看出宏觀斷口呈典型的杯錐狀，斷口表面為暗灰色，存在較大的起伏，符合韌性斷裂宏觀特征。拉伸斷口微觀形貌呈較大的韌窩，這是塑性孔洞長大而引起的，韌窩越大越深，表明材料塑性變形能力越好，這與拉伸試驗結果相符合。

2.4 討論

鈦合金退火是熱處理工藝中應用最廣的工藝方法，可使金屬材料內部發生回復和再結晶等微觀結構變化，從而改善性能。TC4鈦合金再結晶轉變開始溫度約為750 ℃，純鈦的β相轉變溫度為882 ℃，本研究選取的退火溫度在兩者之間，文獻[19]研究表明，在該溫度區域進行普通退火，主要發生初生α相的粗化和含量增多，β轉變組織含量減少，其中次生α相尺寸變大。晶粒長大的實質是相界遷移的結果，主要驅動力來源于界面能的降低，晶界擴散系數隨溫度升高呈指數關系增加。3個火次軋制板材初生α相的主要形態依次為長條狀、短棒狀和等軸狀，長條狀α相界面平直，長大驅動力小，隨退火溫度的升高，α相的生長不明顯；而二火、三火軋制后組織破碎得到提升，初生α相界面具有較大的曲率變化，晶粒長大驅動力大，隨退火溫度的升高，晶界遷移速率增加，相應的二火板材初生α相發生等軸化轉變，合金的強度提升，三火板材初生α相先有一定程度的等軸化，隨退火溫度的升高，初生α相顯著長大導致力學性能下降。

3 結論

1) 對源于EB爐熔鑄TC4鈦合金3個火次軋制的板材經750、780、810和840 ℃退火處理，顯微組織主要發生α相形態和大小的改變，通過提高退火溫度未能明顯改變一火板材初生α相的形態，二火、三火軋制后原始片層組織逐漸完全破碎，等軸狀初生α相比例相應增加，隨著退火溫度的升高，二火板材的初生α相逐漸球化，三火板材的初生α相在780 ℃開始逐漸長大；二火、三火板材的次生α相隨退火溫度的升高呈現出增厚變寬的趨勢。

2) 鈦合金經室溫和400 ℃高溫拉伸試驗后，力學性能結果表明，一火板材塑性指標波動較大，二火板材強度隨退火溫度的升高而整體增加，塑性小幅波動，三火板材在810 ℃及以上溫度退火后強度和塑性指標連續下降；總體來看，一火板材經810 ℃、二火板材在840 ℃、三火板材在750 ℃退火后，獲得了較好的強度和塑性匹配。

3) 合金板材斷口宏觀上都呈暗灰色，表面起伏較大，中心區域具有明顯的撕裂現象，微觀上為等軸韌窩及微孔，室溫試樣的韌窩隨軋制火次的增加而減小，室溫斷裂機制和高溫斷裂機制都為典型的韌性斷裂。