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(yīng)用于醫(yī)療、化工、核工業(yè)、海洋工程等領(lǐng)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(yīng)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(jié)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(dá)到最大值（915 MPa） ;此外提高固溶溫度會使合金發(fā)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(jié)果表明:經(jīng)固溶和時效處理后，從棒材表面到心部的力學(xué)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(wěn)定β相組成，棒材端面的次生α相含量及形態(tài)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(jìn)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(xué)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(jìn)行多火次鍛造成棒材， 實測化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）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(shù)之一，采用DSC-TG熱分析儀測定的試驗用TC4鈦合金的相轉(zhuǎn)變溫度為990℃通常,α+β兩相鈦合金的熱處理溫度應(yīng)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(guī)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(shè)備為Ziess金相顯微鏡;在aG-X型萬能試驗機上進(jìn)行拉伸試驗，拉伸加載速率為1mm/min。
2、試驗結(jié)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(fā)現(xiàn)，當(dāng)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(fā)生β—>α和β—>α'相變，會形成大量亞穩(wěn)定β相。α'相的晶體結(jié)構(gòu)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(xì)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?？梢园l(fā)現(xiàn)，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(zhuǎn)變過程中，細(xì)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(wěn)定元素含量的影響［7］。退火溫度較低時，β相中α相穩(wěn)定元素含量較低，導(dǎo)致β相的穩(wěn)定性較高，冷卻時,β相僅在初生α相界面發(fā)生擴(kuò)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(wěn)定元素的含量,冷卻時，較快的冷卻會導(dǎo)致α相穩(wěn)定元素不能充分?jǐn)U散，在吉布斯自由能的作用下,β相中會以擴(kuò)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(dá)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%?？傮w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(fā)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(chǎn)生的破碎組織會在退火過程中發(fā)生回復(fù)和再結(jié)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(diào)節(jié)塑性變形,導(dǎo)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(xì)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(xù)滑移需施加更大的外力，導(dǎo)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(kuò)展,導(dǎo)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(fā)現(xiàn)，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(yīng)變速率導(dǎo)致位錯滑移產(chǎn)生應(yīng)力集中，形成少量微孔;隨著拉伸的進(jìn)行，位錯在滑移過程中受到的排斥力減小,并有少量位錯進(jìn)入微孔,使位錯源被再次激活;由于塑性變形過程中不斷產(chǎn)生新位錯并進(jìn)入微孔，導(dǎo)致微孔擴(kuò)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(shù)量與形貌反映合金的塑性,如果韌窩的數(shù)量較多且較深，則合金的塑性較好;如果韌窩數(shù)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(jié)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(shù)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(xì)小的韌窩，所以合金的強度高、塑性低。
3、結(jié)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(shù)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。
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