Ti-6Al-4V[TC4]合金作為α+β型鈦合金的典型代表，因其密度低、比強度高、優異的耐腐蝕性、良好的力學性能及可加工性，被廣泛應用于航空航天、海洋工程、國防軍工等關鍵領域。然而，在熔煉過程中，TC4合金極易吸收氫和氧，導致氫脆或氧含量超標，因此通常采用真空自耗電弧熔煉[VAR]在高真空環境下制備鑄錠。經VAR熔煉獲得的鑄錠通常具有粗大的晶粒組織和較差的綜合性能，難以直接滿足工程應用要求，因此需通過后續熱變形工藝進行組織細化，以滿足相關領域的性能需求。

鍛造作為熱變形方式中的一種重要手段，常用于細化鈦合金組織，提升合金力學性能。對于TC4鈦合金，鍛造通常分為β相區鍛造和α+β兩相區鍛造兩個階段。β相區鍛造旨在將鑄態的大晶粒組織進行破碎，使得β晶粒發生變形及動態再結晶，細化β晶粒。隨后在α+β相區內選擇合適的變形溫度進行兩相區鍛造。其主要目的是使β晶粒內部析出的片層狀α相發生充分變形、破碎、再結晶及球化，從而獲得理想的雙態組織與良好的力學性能。然而，在實際生產中，由于鈦合金坯料暴露于大氣環境中，熱交換不可避免，導致鍛造過程實質上為“降溫鍛造”。尤其對于數噸級大尺寸的鈦合金坯料，其表層散熱快、心部冷卻慢，加之顯著的尺寸效應，使得鈦合金坯料截面上溫度場分布不均，進而造成最終鈦合金鍛件的微觀組織[如初生α相形貌、體積分數及尺寸分布]和力學性能在表層與心部之間存在明顯差異。這種組織與性能的不均勻性嚴重影響鈦合金鍛件服役性能的穩定性和使用壽命，亟需通過后續工藝加以調控。

熱處理是改善鈦合金鍛件組織均勻性的有效途徑之一，其中，退火溫度與保溫時間等關鍵參數對鈦合金鍛件初生α相與次生α相的形貌、體積分數以及分布方式具有決定性的影響。本工作系統研究了不同退火溫度對于TC4鈦合金鍛件組織與性能的影響，探究最佳的退火工藝，實現鈦合金鍛件組織與性能的均勻性，旨在為實際生產提供更多的理論技術指導。

1、試驗材料與方法

試驗材料為400mmx600mm長方體形狀的TC4鈦合金鍛件，其化學成分[質量分數，%]為6.59Al、4.19V、0.186Fe、0.01Si、0.001H、0.140、0.011C、0.004N,余量Ti。β相變點溫度為[990±5]℃。首先采用真空自耗電弧爐經三次熔煉制備鑄錠，之后對鑄錠進行β相區以及α+β兩相區的多火次鍛造成形。鍛造結束后對得到的原始鈦合金鍛件進行780℃x 2h,空冷[AC]的低溫退火處理,將其記為1號鍛件。

在低溫退火鈦合金鍛件基礎上，切取多個規格為400 mmx100 mm的試塊，分別在910、920、930和940℃高溫退火2h后空冷，將不同溫度退火處理的鈦合金鍛件分別記為2、3、4、5號鍛件。采用CMT6103萬能力學試驗機進行拉伸測試，依據GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》執行。為研究鍛件不同位置性能和組織的均勻性，拉伸試樣分別在表層1，心部，表層2處取樣，取樣示意圖如圖1所示，其中試樣軸向方向與取樣方向一致。為避免測試隨機性，每種鍛件不同位置各取2個平行試樣進行測試。之后對不同的TC4鈦合金鍛件采用蔡司顯微鏡進行顯微組織觀察。金相試樣經300、800、1500、2000號砂紙打磨后進行拋光，采用HF:HNO3:H2O=1:3:9的腐蝕液進行腐蝕，腐蝕時間為5~10s。采用Image pro plus圖像分析軟件對初生α相尺寸及體積分數進行統計，對5張圖進行統計得到平均值。

2、試驗結果與討論

表1列出了1號鈦合金鍛件的力學性能，由結果可以看出，1號鈦合金鍛件邊部區域與心部區域的力學性能存在明顯差異，其中表層2區域的抗拉強度與心部區域相比，其最大差值為31 MPa。此外，表層1區域的力學性能與表層2區域相比，也存在明顯的差異，表明原始鈦合金鍛件不同位置的力學性能均勻性較差。圖2給出了1號鈦合金鍛件不同區域的顯微組織圖，其中明亮部分是α相，包含初生α相和片層α相,較暗部分是β相,也稱為β轉變組織。從圖2顯微組織可以看到，大量的初生α相邊緣呈現“波浪”狀或者有“凹糟”出現，如圖2[b，c]所示。根據Semiatin等研究，兩相鈦合金在熱加工完成后的靜態退火處理時會發生靜態球化，靜態球化主要包括初期的晶界分離機制及后期的末端遷移機制。晶界分離是由于熱加工變形會引入亞晶界，使得α相內部形成晶粒，由于表面張力的作用,使得β相穿入α/α晶界,形成“熱凹槽”。隨著擴散的進行，β相不斷滲透，最終分離晶界。對于末端遷移，是指α相的曲面與平滑界面之間存在曲率差，造成曲面勢能大于平滑面，存在能量梯度，促使元素遷移，最終在α相的邊緣處形成波浪狀。無論是晶界分離球化以及末端遷移球化都是由元素擴散控制，而元素擴散行為主要受溫度和時間影響。對于1號鈦合金鍛件，在鍛造結束后加熱到780℃進行退火，由于鍛件本身較大，在780℃退火溫度下元素擴散驅動力可能不高，使得靜態球化這一過程不完全，最終形成“凹槽”“波浪”等現象。此外，組織圖中部分α相橫縱比大于2:1，屬于非等軸組織，這從側面也論證了靜態球化不充分這一觀點。

表1 1號鈦合金鍛件的拉伸性能

Table 1 Tensile properties of No.1 titanium alloy forging

鈦合金鍛件	退火溫度/℃	位置	Rm/MPa	Rp0.2/MPa	A/%	Z1%
		表層1	917/918	847/846	16.5/18.5	46/46
1號	780	心部	930/923	855/856	18.5/19.0	44/45
		表層2	954/951	870/865	16.5/18.0	44/43

為消除原始1號鈦合金鍛件不同區域的組織和力學性能不均勻性，對1號鈦合金鍛件進行了910℃和920℃的退火處理，其力學性能結果如表2所示。從表2可以看出，經過910℃退火后，盡管2號鈦合金鍛件的力學性能相比1號鈦合金鍛件有了一定的提升，但其表層區域和心部區域的不均勻性仍然存在。經過920℃處理后，這種不均勻性現象仍未得到有效改善，并且3號鈦合金鍛件的表層1區域和心部區域的力學性能相較于2號鈦合金鍛件出現明顯下降。

通過對2號及3號鈦合金鍛件進行顯微組織觀察,結果如圖 3所示,可以看到 2號及 3號鈦合金鍛件表層區域及心部區域初生α相的尺寸的均勻性極差。尤其是3號鈦合金鍛件的表層1及心部區域，這可能是造成其力學性能較低的一個重要原因。進一步從2號及3號鈦合金鍛件不同區域的組織可以看出，初生α相的尺寸與體積分數相比于1號鈦合金鍛件組織有所降低。圖4列出了TC4鈦合金鍛件在不同退火溫度下的初生α相尺寸分布及體積分數的變化。從圖4可以看出，經過910℃高溫退火后，2號鈦合金鍛件表層 1、心部和表層 2的初生α相平均尺寸為 29.5、25.7和24.8μm，平均體積分數分別為40.1%、38.6%和36.7%。3號鈦合金鍛件表層1、心部和表層2的初生α相平均尺寸為 25.7、28.3和 26.1μm,平均體積分數分別為33.3%、36.7%和35.1%。與1號鈦合金鍛件相比，不同區域初生α相尺寸降低了 10~15μm,平均體積分數下降了15%~22%。當退火溫度較高時，初生α相會發生相變,轉變為β相。溫度越接近相變點,相變驅動力越高，轉變比例就越大。此外，從圖3[a,d]可以看出，初生α相“凹槽”和“波浪”現象消失，這說明退火溫度提升至910和920℃保溫時，靜態球化過程進一步進行，但是大量的初生α相為不規則的等軸狀，這可能是由于在保溫過程中靜態球化過程不充分，使得沒有完全球化的初生α相局部轉變為β相，造成邊緣有類似“飛邊”、“尖刺”等不規則形狀出現，這可能也是導致組織均勻性較差的原因。

表2 2號和3號鈦合金鍛件的拉伸性能

Table 2 Tensile properties of No.2 and No.3 titanium alloy forgings

鈦合金鍛件	退火溫度/℃	位置	Rm/MPa	Rp0.2​/MPa	A/%	Z
2號	780+ 910	表層1	963/959	871/866	14.0/14.0	44/44
		心部	953/947	870/868	17.5/16.5	41/42
		表層2	941/945	860/864	16.0/18.0	45/46
3號	780 920	表層1	933/932	813/819	16.5/16.0	45/44
		心部	943/940	828/827	14.5/14.0	42/42
		表層2	955/956	863/860	15.0/16.5	44/47

 

對1號鈦合金鍛件進一步進行930℃和940℃退火處理，對應的力學性能如表3所示。可以看出當采用較高的退火溫度930℃時,4號鈦合金鍛件表層 1、心部、表層2不同區域的力學性能相差較小，抗拉強度最大差值在 20 MPa以內,退火溫度提升至 940℃時, 5號鈦合金鍛件不同區域力學性能的均勻性更為優異，其抗拉強度最大差值在 7 MPa以內,與 1號鈦合金鍛件相比,抗拉強度整體呈現明顯的提升,且具備較好的均勻性。4號和5號鈦合金鍛件的顯微組織如圖5所示，可見4號和5號鈦合金鍛件的組織為典型的雙態組織，由等軸的初生α相和β晶粒內的α片層組織構成。對于同一鍛件，初生α相的尺寸分布均勻，片層、心部不同區域之間尺寸相差較小。不同鍛件之間尺寸也較為接近。根據圖4結果顯示，4號鈦合金鍛件表層1、心部和表層2的初生α相平均尺寸為22.1、21.7和 23.8μm,平均體積分數分別為 26.7%、27.9%和24.5%。5號鈦合金鍛件表層 1、心部和表層 2的初生α相平均尺寸為 21.9、20.2和 24.5μm,平均體積分數分別為 23.2%、24.6%和 26.3%。與退火溫度 910 ℃和 920 ℃相比,采用更高溫度的 940 ℃退火得到的初生α相尺寸更小,且平衡態的初生α相體積分數進一步降低。此外,從圖 5還可以看出, 5號鈦合金鍛件中初生α相的縱橫比小于 2: 1,等軸形狀較為規則,邊緣較為平直,無明顯“飛邊”、“尖刺”出現。這說明選用 940 ℃保溫時,由元素擴散控制的靜態球化過程進行充分。根據擴散系數公式可知,擴散系數與溫度呈正比關系。在單位時間內,擴散距離與擴散系數滿足關系式 [13]:

表3 4號和5號鈦合金鍛件的拉伸性能

Table 3 Tensile properties of No.4 and No.5 titanium alloy forgings

鈦合金 鍛件	退火溫 度/℃	位置	R m​ /MPa	R p0.2​ /MPa	A/%	Z/%
4號	780+ 930	表層1	944/958	830/826	16.0/16.5	45/46 43/45 46/44
		心部	944/939	821/823	15.5/16.0
		表層2	938/944	828/832	16.5/17.5
5號	780+ 940	表層1	963/959	865/860	16.5/16.0	45/44 46/44 44/46
		心部	961/956	874/873	18.0/17.5
		表層2	957/962	877/878	17.0/17.0

式中: 為擴散距離; D為擴散系數; t為擴散時間。根據上述公式可知，溫度越高，擴散系數越大，擴散距離就越長，因此球化過程相比低溫更加充分。完全球化的初生α相在隨后的保溫中發生均勻相變,邊緣較為平滑，最終得到的組織也較為均勻。

3、結論

1]較低溫度退火時[780℃2h,空冷],由于元素擴散控制的靜態球化過程不充分,會造成 TC4鈦合金鍛件表層與心部初生α相邊緣出現“凹槽”“波浪”等現象，最終導致鍛件不同區域的力學性能均勻性較差。

2]在 780℃低溫退火基礎上進行高溫退火時[910~940℃2h,空冷],元素擴散系數增大,擴散距離增加，靜態球化過程能夠充分進行，進而消除不規則初生α相組織,能夠有效改善鍛件整體組織和力學性能的差異性。

3]采用940 ℃ × 2h,空冷退火處理的 TC4鈦合金鍛件具備較好的力學性能，且表層及心部區域的組織及力學性能均勻性最為優異。

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