變形量及熱處理制度對Ti—6Al—4V合金絲材組織和力學性能的影響

楊 歡，楊曉康，杜 晨，羅斌莉，王 海

（西安賽特思邁鈦業(yè)有限公司，陜西 西安 710000）

Ti-6Al-4V合金是20世紀50年代由美國開發(fā)的一種中等強度的α+β兩相鈦合金，Ti-6Al-4V合金作為絲材用作航空航天緊固件材料使用時，相當的指標要求下，將比鋼材減重70%，且其良好的耐蝕性使緊固件材料使用壽命大大延長，提高了航空航天飛行器的穩(wěn)定性與安全性，目前，歐美等發(fā)達國家航空航天用緊固件95%以上采用Ti-6Al-4V合金制造，在一些先進戰(zhàn)機上，鈦合金尤其是Ti-6Al-4V合金緊固件已完全替代了30CrMnSi鋼。除了航空航天領域，Ti-6Al-4V合金絲材在其他民用領域也有涉及，例如，在海水養(yǎng)殖領域，用鈦絲編織的鈦網表面使用15年后仍毫無損壞；在醫(yī)療植入物領域，鈦絲常被用作人工齒根，固定骨折部位的螺栓等[1-3]。

Ti-6Al-4V絲材通常采用多道次熱拉拔成型，隨著拉拔道次提高，絲材形變量逐漸增大，合金加工硬化不斷累積，塑性急劇下降，常常造成絲材在后續(xù)拉拔道次時“斷絲”或“粘?！爆F象的產生，在加工過程中，為了防止加工硬化導致絲材斷裂，通常需要配合一定的中間退火執(zhí)行。因此，絲材力學性能隨形變量的變化規(guī)律及退火工藝研究是制定合理化拉拔工藝的重要前提。

1 實驗

本次實驗所用坯料為西安賽特思邁鈦業(yè)有限公司生產的Φ8.0 Ti 6A14V合金熱軋棒，其各元素化學成分滿足GB/T 3620.1-2016要求，具體成分見下表1。將熱軋坯料扒皮探傷后分別熱拉至Φ6.0mm、Φ4.0mm、Φ3.0mm、Φ2.5mm、Φ1.5mm，各規(guī)格絲材對應的形變量分別為0.44、0.75、0.86、0.90、0.96。

熱拉后的絲材分別在830℃與750℃下進行退火，保溫時間依次為15min，25min，35min，45min，退火完成后在連續(xù)電熱矯直設備上進行矯直，最后通過磨削、拋光至成品。

表1 Ti-6Al-4V熱軋棒的化學成分（質量分數，%）

使用金相磨拋機制取不同規(guī)格及不同退火制度下的金相樣。

試樣拋光后選用配比為：HF：HNO3：H2O=1:3:5的腐蝕液腐蝕，并在光學顯微鏡下觀察橫截面高低倍組織。將不同規(guī)格與退火制度下的絲材做室溫拉伸，拉伸實驗參照GB/T 228.1標準進行，選用598X系列材料試驗機，記錄抗拉強度，屈服強度與延伸率數值。

2 結果分析與討論

2.1 形變量對絲材組織的影響

圖1(a)～(e)給出了變形量分別為0.44，0.75，0.86，0.90，0.96時，即絲材直徑分別為Φ6.0、Φ4.0、Φ3.0、Φ2.5、Φ1.5時，Ti-6Al-4V絲材組織的變化。由 圖1(a)～(e)可知，絲材顯微組織均由白色的初生α相與黑色的β轉變組織構成，且隨變形量的增大，初生α相不斷發(fā)生回復再結晶，使晶粒細化，當變形量不超過0.75時，由于變形量較小，初生α相未發(fā)生完全的破碎和再結晶，絲材組織中仍然存在一定比例的大晶粒α相，此時，初生α相尺寸并不均勻，如圖1(a)～(b)所示。絲材變形量大于0.86時，初生α相繼續(xù)再結晶細化，整個絲材內部α相尺寸趨于均勻，晶粒更加細小，當變形量達到0.90及以上時，初生α相尺寸小于3μm。

材料再結晶形成等軸晶，目的在于形成細化晶粒。作為再結晶的動力，材料形變量越大，再結晶形核部位越多，晶粒細化效果越明顯。隨著形變量提高，材料的再結晶形核率提高，晶粒得到細化，晶粒細化后可同時提高材料的塑性和強度。

圖1 顯微組織隨形變量的變化

2.2 形變量對絲材力學性能的影響

絲材的屈服強度、抗拉強度及延伸率隨形變量的變化分別如圖2及3所示。

由圖2可見，隨著變形量由0.44變到0.96，絲材的屈服強度由897MPa提高到1043MPa，抗拉強度也相應地由1069MPa增加到1290MPa，而且當變形量在0.44～0.86之間時，屈服強度和抗拉強度變化速率都較慢，當變形量超過0.86時，絲材強度急劇上升，表現為快速強化過程，進一步分析認為，絲材強度急劇上升與變形機制有關。

隨變形量的增大，絲材塑性逐漸下降，表現為延伸率的減小，如圖3所示。當變形量在0.44～0.86之間時，絲材塑性較好，延伸率大于15%，而當變形量大于0.86時，絲材塑性突降，延伸率不超過10%，而變形量0.86是整個變化的拐點。

圖2 強度隨變形量的變化

圖3 延伸率隨變形量的變化

形變量較大時，晶粒尺寸較小，晶界面積增大，絲材塑性變形過程中，位錯滑移阻力大，位錯開動需要更大的外力；另外，變形量較大時，需要開動的滑移系數量多，位錯容易易纏積，變形抗力較大，因此，絲材屈服強度隨形變量增大而提高，而抗拉強度也隨之升高[4]。

根據經典理論，晶粒細化同時提高材料的塑性和強度，但根據圖3的延伸率數據，晶粒度減小時，絲材塑性反而下降，進一步分析認為，這是由晶粒度減小時絲材塑性變形機制改變造成的。位錯滑移是兩相鈦合金室溫變形的主要變形方式。

圖4 強度隨退火溫度的變化(a)Φ1.5mm絲材；(b)Φ2.5mm

當變形量不超過0.75時，變形由初生等軸α相主導，等軸α平均尺寸較大，此時，晶界面積小，晶粒變形阻力較小，變形能力較強，材料塑性較好；當變形大于0，86時，晶粒尺寸小于3μm，將優(yōu)先在β相或α/β界面處的α相內變形[5]，β相在室溫下一般呈片狀分布，而片層狀組織被認為是降低室溫塑性的，另一方面，晶粒尺寸減小使得β相的分布更為彌散，相界面面積增大，變形阻力增大，這就導致當變形量大于0.86時，延伸率反而隨晶粒尺寸較小而減小，而屈服強度仍然上升是由于晶界數目增多導致滑移阻力提高導致的。

2.3 退火溫度與保溫時間對絲材力學性能的影響

規(guī)格為Φ1.5與Φ2.5的絲材，采用830℃與750℃退火時，保溫時間為35mins時，絲材的力學性能對比如圖4(a)～(b)所示。由圖4及圖5可見，830℃退火時，絲材屈服強度與抗拉強度都低于750℃退火時的數據，即表明溫度越高，絲材“軟化”效果較明顯，在830℃與750℃退火時，兩種規(guī)格絲材的屈服強度降到了1000MPa以下，說明在以上溫度退火溫度，絲材內部的加工硬化都已得到較大程度消除，且當規(guī)格為Φ2.5時，絲材強度隨退火溫度的變化速率較慢，曲線較為平緩，說明此規(guī)格絲材強度隨退火溫度不敏感。

前面已經提到，當形變量大于0.86時，晶粒尺寸小于3μm，此時塑性變形片層狀β相主導變形。根據杠桿定律，在相變點830℃下退火，絲材組織中β相含量大于750℃下退火的值，β相為體心立方結構，滑移系數目為12個，較α相密排六方結構多，塑性變形時，可開動的滑移系數目較多，材料屈服強度較??；此外，當退火溫度升高時，原子擴散系數提高，位錯滑移阻力變小，位錯滑移較容易，也會引起屈服強度減小。

圖5為規(guī)格為Φ2.5的絲材在750℃下退火，保溫不同時間的延伸率變化。

可以看出，在溫度下退火，隨著保溫時間由15min提高到45min，絲材的延伸率逐漸增大，由最初的5.5%增大到9.8%，絲材塑性得到顯著提高。

圖5 延伸率隨保溫時間的變化

根據相圖知識[8]，在同一溫度下退火，隨著保溫時間不斷提高，絲材的顯微組織均由等軸α相與轉變β組織構成，且等軸α相與轉變β組織的體積分數也沒有發(fā)生明顯變化。

因此，絲材延伸率的改善將由絲材內部α相或β轉變組織的狀態(tài)隨保溫時間的變化引起。

在退火過程中，絲材主要發(fā)生再結晶組織重構過程，形成等軸組織。在同一溫度下，絲材再結晶與時間的關系可表示為：

其中，xR為再結晶體積分數；B為隨溫度升高而增大的系數，k是常數。

由上式可知，隨著保溫時間的提高，絲材再結晶比例呈指數提高，在此過程中，大量纏積的位錯得以多邊化，位錯缺陷得以消除，同時，多邊化的位錯墻排列使再結晶形核位置點提高，初生α相尺寸減小晶粒得到細化，絲材延伸率提高；另一方面，由于擴散屬于弛豫過程，隨保溫時間延長，溶質擴散通量提高，有助于消除由于變形而導致的局部固溶原子堆積，固溶原子對位錯釘扎作用消失，同時，β轉變組織中的固溶原子趨于平衡態(tài)分布，第二相對變形的阻力減小，絲材塑性得到改善。

3 結論

（1）隨變形量的增大，初生α相尺寸不斷減小，組織區(qū)域均勻化，晶粒得到細化；

（2）隨著絲材加工量的增大，其屈服強度和抗拉強度都在增大，但延伸率在減小，且當絲材直徑小于3.0時，延伸率呈“突降”趨勢，是整個變化的拐點；

（3）830℃與750℃下退火，絲材的屈服強度均有所下降，但830℃退火時，屈服強度更?。?/p>

（4）在同一溫度下退火，隨著退火時間的提高，絲材的延伸率不斷增大。