熱處理對(duì)EB鑄錠直接軋制TC4合金板材組織和力學(xué)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(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 云南 昆明 650093；2. 云南鈦業(yè)股份有限公司， 云南 楚雄 651209；3. 西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)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(chǎn)的鈦合金中50%以上是TC4鈦合金，在航空、航天、船舶、醫(yī)療、體育器械等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用[1]。電子束冷床熔煉(Electron beam cold hearth melting，EBCHM，EB)是20世紀(jì)80年代發(fā)展起來(lái)的先進(jìn)熔鑄技術(shù)，具有除雜能力強(qiáng)、錠型多樣、對(duì)原料適應(yīng)強(qiáng)等優(yōu)勢(shì)[2-3]，采用EB扁錠直接軋制合金板材，可省去開(kāi)坯、鍛造及相應(yīng)的表面修磨工序，能夠縮短生產(chǎn)工藝流程，降低合金板材的生產(chǎn)成本，被認(rèn)為是一種重要的低成本生產(chǎn)工藝路線(xiàn)[4-5]。美國(guó)一些公司已經(jīng)將該技術(shù)應(yīng)用于TC4鈦合金的熔鑄，軋制出12.7～76.2 mm厚度的板材并應(yīng)用于兵器領(lǐng)域，大幅降低了TC4鈦合金板材的生產(chǎn)成本[6-8]。近年來(lái)各行業(yè)對(duì)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(shù)得到了國(guó)內(nèi)科研機(jī)構(gòu)和企業(yè)高度重視，開(kāi)展了大量基礎(chǔ)研究工作。

鈦合金的性能與其微觀(guān)組織密切相關(guān)，不同熱處理?xiàng)l件下的鈦合金具有不同的微觀(guān)結(jié)構(gòu)，其力學(xué)性能與α相的含量和形態(tài)密切相關(guān)[9-11]，大多數(shù)鈦合金通過(guò)改變?chǔ)料嘈螒B(tài)可以調(diào)節(jié)和控制強(qiáng)度、塑性和韌性關(guān)系，所以通過(guò)調(diào)整熱處理工藝可以合理地改善TC4鈦合金的微觀(guān)組織和力學(xué)性能。但是目前國(guó)內(nèi)外學(xué)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(duì)組織和性能的影響，而對(duì)于EB爐熔鑄TC4鈦合金的熱處理鮮有報(bào)道。

本文通過(guò)對(duì)EB爐熔鑄的TC4鈦合金扁錠不同火次軋制的板材進(jìn)行退火處理，研究不同退火溫度下的顯微組織和力學(xué)性能變化規(guī)律，旨在完善EB鑄錠直接軋制合金板材的低成本工藝技術(shù)體系，為低成本TC4鈦合金板材的工業(yè)化生產(chǎn)提供經(jīng)驗(yàn)數(shù)據(jù)和理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)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(diǎn)以下分3個(gè)火次來(lái)軋制不同厚度的板材，一火沿鑄錠長(zhǎng)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(gè)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(yàn)方法

從軋制得到的TC4合金板材上沿橫向(TD方向)取樣片開(kāi)展熱處理試驗(yàn)，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(cè)量標(biāo)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(xué)顯微鏡和Gemini SEM 300場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行顯微組織觀(guān)察；采用X射線(xiàn)衍射儀Cu靶分析物相；室溫和400 ℃高溫拉伸性能檢測(cè)在Instron1251型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，室溫拉伸試驗(yàn)按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行，高溫拉伸試驗(yàn)按GB/T 228.2—2015《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第2部分：高溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行，力學(xué)性能取3個(gè)試樣的平均值，對(duì)試樣的拉伸斷口形貌進(jìn)行觀(guān)察。

2 結(jié)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(jīng)過(guò)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(tài)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(zhǎng)棒狀α相為主，同時(shí)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(fā)生再結(jié)晶，β相嵌入到碎斷的片層α相中進(jìn)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(guò)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(zhuǎn)變組織構(gòu)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(qū)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?nèi)鐖D2(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(jiàn)圖2(c))的構(gòu)成與二火軋制的相同，但初生α相等軸化程度進(jìn)一步提高，短棒狀α相完全消失，這可能是因?yàn)檐堉七^(guò)程中發(fā)生了顯著的動(dòng)態(tài)再結(jié)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(kāi)始逐漸長(zhǎng)大，同時(shí)次生α相向等軸化演變，在840 ℃出現(xiàn)α晶粒合并長(zhǎng)大。

圖3為不同火次軋制板材在750 ℃和840 ℃退火后的微觀(guān)組織。一火軋制板材隨退火溫度的升高微觀(guān)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(zhǎng)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(xiàn)出相同的變化規(guī)律，即初生α相趨于球化，次生α相轉(zhuǎn)變成小顆粒的等軸α相，β相轉(zhuǎn)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(jīng)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(jīng)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(jié)構(gòu)、點(diǎn)陣常數(shù)相近，衍射峰完全重合[13]，所以在圖譜上合并標(biāo)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(qiáng)度增加，表明再結(jié)晶過(guò)程中發(fā)生了擇優(yōu)生長(zhǎng)，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(tài)下合金為α+β兩相組織。圖4(b)為二火板材軋制態(tài)和經(jīng)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(shí)出現(xiàn)，表明各溫度退火后具有較多的β相，這與顯微組織的檢測(cè)結(jié)果相符合。三火軋制板材在750 ℃退火后(002)α衍射峰加強(qiáng)而(110)α減弱，此后隨退火溫度的升高，各衍射峰強(qiáng)度趨于穩(wěn)定，這表明750 ℃退火不充分，待到較高溫度實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶時(shí)，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(zhǎng)大消耗了β相有關(guān)。

2.3 力學(xué)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(jīng)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(xué)性能，除三火板材經(jīng)840 ℃退火外，板材的抗拉強(qiáng)度(Rm)和屈服強(qiáng)度(Rp0.2)均呈現(xiàn)出隨軋制火次的增加明顯提高的趨勢(shì)，二火、三火軋制板材相同退火條件下斷后伸長(zhǎng)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(xiàn)出以下規(guī)律：一火軋制板材的抗拉強(qiáng)度逐漸升高，在退火溫度為810 ℃時(shí)達(dá)到最大后下降，塑性指標(biāo)(A和Z)波動(dòng)較大，伸長(zhǎng)率不滿(mǎn)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(qiáng)度小幅上升，屈服強(qiáng)度和塑性指標(biāo)小幅波動(dòng)，在840 ℃退火后強(qiáng)度和塑性均較好；三火板材在810 ℃及以上溫度退火后強(qiáng)度和塑性指標(biāo)連續(xù)下降，三火板材在750 ℃退火后兼具較好的強(qiáng)度和塑性。

圖5 經(jīng)不同溫度退火后不同軋制火次TC4鈦合金板材的室溫力學(xué)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(qiáng)度和塑性整體較低，主要是因?yàn)轱@微組織沒(méi)有得到充分破碎且不均勻，拉伸變形時(shí)協(xié)調(diào)能力差，容易引起應(yīng)力集中并導(dǎo)致微裂紋產(chǎn)生，塑性較低，組織不均勻?qū)е滦阅懿环€(wěn)定。隨著退火溫度的升高，一火軋制板材的強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)，再結(jié)晶程度增加，促進(jìn)了破碎的片層α相的分離并形成新的小晶粒，進(jìn)而增加了α/β相界面，使得強(qiáng)度提升[14]，當(dāng)退火溫度為840 ℃時(shí)，次生α相粗化并出現(xiàn)連接，易引起沿晶斷裂，導(dǎo)致板材抗拉強(qiáng)度降低。二火、三火軋制板材的強(qiáng)度和塑性較一火板材的明顯升高，這主要因?yàn)榘宀娘@微組織隨著變形量增加得到了有效破碎，同時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，增加了等軸狀初生α相的比例，通過(guò)細(xì)晶強(qiáng)化使得強(qiáng)度提升，等軸α相具有良好的相互協(xié)調(diào)能力，變形時(shí)會(huì)使應(yīng)力均勻分布，使位錯(cuò)滑移在更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行，變形能較快分散到各個(gè)晶粒內(nèi)[15]，因此合金塑性提高。文獻(xiàn)[16]指出，鈦合金室溫強(qiáng)度與等軸組織的含量正相關(guān)，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(qiáng)度相應(yīng)增加。二火板材經(jīng)不同溫度退火后合金的屈服強(qiáng)度和塑性指標(biāo)相當(dāng)，這主要是因?yàn)樵囼?yàn)選取的退火溫度較低且間隔較小，二火板材經(jīng)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(shí)發(fā)現(xiàn)相同的規(guī)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(jié)晶的速度，初生α相明顯長(zhǎng)大并相互連接。在相同體積內(nèi)，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(duì)強(qiáng)度不利。文獻(xiàn)[12]分析認(rèn)為，具有等軸組織的(α+β)鈦合金的力學(xué)性能，主要決定于α晶粒的尺寸，其決定了滑移長(zhǎng)度，因此隨著α晶粒的長(zhǎng)大，合金的屈服強(qiáng)度降低；晶粒長(zhǎng)大超過(guò)一定程度，變形協(xié)調(diào)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(guò)互連的α晶粒而擴(kuò)展，因此板材塑性降低。

斷口可以很好地反映合金斷裂時(shí)的起因、方式和機(jī)制。同種材料通過(guò)斷口的纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇3個(gè)區(qū)域的大小和比例，可以大致確定試樣力學(xué)性能的差異，放射區(qū)是裂紋快速擴(kuò)展的區(qū)域，比例越小則拉伸變形時(shí)產(chǎn)生的塑性變形較大，材料的塑性越好，纖維區(qū)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(guān)形貌，可以看到，室溫拉伸斷口呈暗灰色，具有明顯的纖維區(qū)，一火板材纖維區(qū)有條狀棱，二火板材纖維區(qū)具有弧形棱，三火板材纖維區(qū)具有圓周棱，3種板材放射區(qū)均較小，有明顯的頸縮現(xiàn)象，表現(xiàn)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(qū)的微觀(guān)形貌，一火軋制后在810 ℃退火后斷口微觀(guān)形貌呈大而深的等軸韌窩，大韌窩內(nèi)分布著更小的韌窩(見(jiàn)圖6(a′))，二火軋制和三火軋制退火后的斷口微觀(guān)形貌表現(xiàn)為大小不等的韌窩和撕裂棱，韌窩中有微小孔洞出現(xiàn)(見(jiàn)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(xì)化以及次生α相增多。

圖6 經(jīng)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(guān)(a～c)和微觀(guān)(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(jīng)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(qiáng)度均滿(mǎn)足GB/T 3621—2007《鈦及鈦合金板材》中的要求(Rm≥540 MPa)，軋制火次對(duì)板材高溫抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律與室溫的相同。一火板材高溫抗拉強(qiáng)度隨退火溫度的升高而升高，在810 ℃達(dá)到最大值后下降，退火溫度升高加快了再結(jié)晶的速率，提高了組織均勻性，過(guò)高的退火溫度使次生α相粗化和連接，導(dǎo)致強(qiáng)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(qiáng)度僅小幅波動(dòng)，主要是因?yàn)橥嘶饻囟容^低且間隔較小，對(duì)顯微組織的影響不明顯。三火板材在840 ℃退火后強(qiáng)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?yàn)闇囟壬吆罂砷_(kāi)動(dòng)的滑移系增加，有利于塑性變形。從室溫和400 ℃拉伸結(jié)果總體來(lái)看，一火板材在810 ℃、二火板材在840 ℃、三火板材在750 ℃ 退火后，其強(qiáng)度和塑性均取得較好的配合。

圖7 經(jīng)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(guān)(a～c)和微觀(guān)(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(guān)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(guān)特征。拉伸斷口微觀(guān)形貌呈較大的韌窩，這是塑性孔洞長(zhǎng)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(yàn)結(jié)果相符合。

2.4 討論

鈦合金退火是熱處理工藝中應(yīng)用最廣的工藝方法，可使金屬材料內(nèi)部發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶等微觀(guān)結(jié)構(gòu)變化，從而改善性能。TC4鈦合金再結(jié)晶轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度約為750 ℃，純鈦的β相轉(zhuǎn)變溫度為882 ℃，本研究選取的退火溫度在兩者之間，文獻(xiàn)[19]研究表明，在該溫度區(qū)域進(jìn)行普通退火，主要發(fā)生初生α相的粗化和含量增多，β轉(zhuǎn)變組織含量減少，其中次生α相尺寸變大。晶粒長(zhǎng)大的實(shí)質(zhì)是相界遷移的結(jié)果，主要驅(qū)動(dòng)力來(lái)源于界面能的降低，晶界擴(kuò)散系數(shù)隨溫度升高呈指數(shù)關(guān)系增加。3個(gè)火次軋制板材初生α相的主要形態(tài)依次為長(zhǎng)條狀、短棒狀和等軸狀，長(zhǎng)條狀α相界面平直，長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力小，隨退火溫度的升高，α相的生長(zhǎng)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(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力大，隨退火溫度的升高，晶界遷移速率增加，相應(yīng)的二火板材初生α相發(fā)生等軸化轉(zhuǎn)變，合金的強(qiáng)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(zhǎng)大導(dǎo)致力學(xué)性能下降。

3 結(jié)論

1) 對(duì)源于EB爐熔鑄TC4鈦合金3個(gè)火次軋制的板材經(jīng)750、780、810和840 ℃退火處理，顯微組織主要發(fā)生α相形態(tài)和大小的改變，通過(guò)提高退火溫度未能明顯改變一火板材初生α相的形態(tài)，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(yīng)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(kāi)始逐漸長(zhǎng)大；二火、三火板材的次生α相隨退火溫度的升高呈現(xiàn)出增厚變寬的趨勢(shì)。

2) 鈦合金經(jīng)室溫和400 ℃高溫拉伸試驗(yàn)后，力學(xué)性能結(jié)果表明，一火板材塑性指標(biāo)波動(dòng)較大，二火板材強(qiáng)度隨退火溫度的升高而整體增加，塑性小幅波動(dòng)，三火板材在810 ℃及以上溫度退火后強(qiáng)度和塑性指標(biāo)連續(xù)下降；總體來(lái)看，一火板材經(jīng)810 ℃、二火板材在840 ℃、三火板材在750 ℃退火后，獲得了較好的強(qiáng)度和塑性匹配。

3) 合金板材斷口宏觀(guān)上都呈暗灰色，表面起伏較大，中心區(qū)域具有明顯的撕裂現(xiàn)象，微觀(guān)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?cái)嗔褭C(jī)制和高溫?cái)嗔褭C(jī)制都為典型的韌性斷裂。