发布日期：2025-9-2 15:27:27
TC4ELI(ExtraLowInterstitial)钛合金在TC4合金的基础上,降低了间隙元素含量,提高了合金的断裂韧度和裂纹扩展速率[1-3]。该合金兼具低海洋浸泡腐蚀速率、高强度(抗拉强度Rm≥895MPa)以及良好的成形/焊接性能[4],现已成为深海耐压壳体、舰船管路系统等关键部件的优选材料[5-6]。随着海洋装备服役环境日趋严苛,对TC4ELI钛合金板材的低温冲击韧性(-20℃以下)及组织稳定性提出了更高的技术要求。本文以舰船用厚度为24mm的TC4ELI钛合金热轧板材为研究对象,系统考察退火温度(760~1000℃)对板材显微组织演变及其室温/低温力学性能的影响规律,为制定板材热处理协同工艺提供数据支撑。
1、试验材料及方法
试验原材料为新疆湘润新材料科技有限公司提供的 TC4ELI 钛合金热轧态板材（厚度为 24 mm）：经 3 次真空自耗电弧炉熔炼成 Φ689 mm 铸锭，铸锭经多火次锻造至厚度为 307 mm 的板坯，板坯在两相区经三火次轧制为厚度为 24 mm 的板材。相变温度为 977℃，化学成分见表 1。
热处理试验在马弗炉中进行，设置 5 组退火工艺参数（表 2）：温度范围为 760~1000℃，保温时间为 1 h，空冷（Air Cooling, AC）至室温。参照 GB/T 232-2024 [7]，在板材 1/4 厚度处截取试样，取样方向分别与轧制方向呈 0°（纵向）、90°（横向），进行以下测试：
表 1 试验材料的化学成分 (%, 质量分数)
Table 1 Chemical compositions of test material (%, mass fraction)
| Al | V | Fe | N | C | H | O | Ti |
| 6.33 | 4.22 | 0.182 | 0.005 | 0.007 | 0.001 | 0.111 | 余量 |
表 2 试验热处理制度
Table 2 Heat treatment system for test
| 序号 | 1# | 2# | 3# | 4# | 5# |
| 热处理制度 | 760 ℃/1 h, AC | 840 ℃/1 h, AC | 920 ℃/1 h, AC | 960 ℃/1 h, AC | 1000 ℃/1 h, AC |
（1）室温拉伸试验：按 GB/T 228.1-2021 [8] 制备 R7 标准试样，测试速率为2mm.min-1。
（2）冲击试验：制备 10 mm×10 mm×55 mm 夏比 V 型缺口试样，按 GB/T 229-2020 [9] 分别进行室温及 - 20℃低温冲击测试，缺口轴线垂直于轧制面。
（3）显微组织分析：试样经 Kroll 试剂（3% HF+6% HNO₃+91% H₂O）腐蚀后，使用光学显微镜观察其组织形貌。冲击断口形貌通过扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope, SEM）观察。
表 1 试验材料的化学成分 (%, 质量分数)
Table 1 Chemical compositions of test material (%, mass fraction)
| Al | V | Fe | N | C | H | O | Ti |
| 6.33 | 4.22 | 0.182 | 0.005 | 0.007 | 0.001 | 0.111 | 余量 |
表 2 试验热处理制度
Table 2 Heat treatment system for test
| 序号 | 1# | 2# | 3# | 4# | 5# |
| 热处理制度 | 760 ℃/1 h, AC | 840 ℃/1 h, AC | 920 ℃/1 h, AC | 960 ℃/1 h, AC | 1000 ℃/1 h, AC |
2、试验结果与分析
2.1 退火温度对显微组织的影响
按照表 2 的热处理制度对试样进行热处理，显微组织见图 1。图 1a、图 1b 和图 1c 的组织形貌相似，均为等轴初生 α 相 +β 转变组织，β 转变组织由交错分布的次生 α 相和残余 β 相组成；随着退火温度的升高，次生 α 相含量（即体积分数，下同）由 25.9% 增加至 31.6%，片层结构厚度约增加 89%（1.8 μm 至 3.4 μm）。当退火温度为 960℃时，初生 α 相大量分解，相含量仅为（原文此处未明确数值，按原文保留），组织为晶界等轴初生 α 相 +β 转变组织，β 转变组织由晶内细小片层次生 α 相集束和残余 β 相组成；当退火温度达到 1000℃（超过β相相变点Tβ= 997℃）时，初生 α 相完全溶解，形成粗大的魏氏组织，见图 1e。
2.2 退火温度对冲击性能和拉伸性能的影响
按照表 2 的热处理制度对试样进行热处理，TC4ELI 钛合金板材的力学性能见表 3，冲击断口宏观形貌见图 2，室温冲击断口微观形貌见图 3，-20℃冲击断口微观形貌见图 4。
表 3 退火后 TC4ELI 钛合金板材的力学性能
Table 3 Mechanical properties of TC4ELI titanium alloy plate after annealing
| 序号 | 热处理制度 | 抗拉强度Rm/MPa | 规定非比例延伸强度Rp0.2/MPa | 伸长率 A/% | 断面收缩率 Z/% | 室温 (20℃) 冲击功 / J | -20℃冲击功 / J |
| 1# | 760℃/1 h, AC | 956 | 885 | 16.3 | 46.0 | 31.6 | 28.2 |
| 2# | 840℃/1 h, AC | 954 | 882 | 16.0 | 46.0 | 34.2 | 41.2 |
| 3# | 920℃/1 h, AC | 950 | 859 | 16.3 | 46.0 | 47.3 | 40.2 |
| 4# | 960℃/1 h, AC | 957 | 839 | 16.0 | 45.5 | 44.0 | 39.2 |
| 5# | 1000℃/1 h, AC | 964 | 835 | 9.0 | 13.0 | 41.3 | 39.5 |
板材冲击性能随退火温度的变化趋势如图 5b 所示。
室温冲击和 - 20℃冲击功随着退火温度变化趋势是一致的。920℃退火时，室温和 - 20℃冲击功达到峰值，分别为 47.3 J 和 40.2 J。图 2a~ 图 2d、图 2f~ 图 2i 断口呈灰色，均由纤维区、放射区、剪切唇组成，发生韧性断裂；图 2e 和图 2j 断口为发亮灰色结晶状，断裂机理为穿晶解理，发生脆断。随着退火温度的升高，宏观断口的粗糙度逐渐增大。
图 3 和图 4 显示，随着退火温度的升高（图 3a~ 图 3d、图 4a~ 图 4d），断口形貌无较大差异，断口均存在大量尺寸各异的等轴韧窝，韧窝之间相互缠结，以网状的形式排布，大韧窝的边缘有一定数量的小韧窝 [10-11]；当退火温度达到 β 相相变点β以上时，断口形貌发生明显变化，图 3e 的韧窝数量少而深度浅、显微组织明显粗大；图 4e 的解理断口呈河流花样，周围存在少量韧窝。
板材室温拉伸性能随退火温度升高的变化趋势如图 5a 所示。可以看出，不同退火温度下板材抗拉强度Rm差异不大，在 950~964 MPa 之间；规定非比例延伸强度Rp0.2随着退火温度的升高，由 885 MPa 降低至 835 MPa；在 β 相相变点以下退火时，板材的伸长率 A 和断面收缩率 Z 变化不大；在 β 相相变点以上退火时，板材塑性急剧下降，其中，伸长率由 16% 降至 9%，断面收缩率由 46% 降至 13%。
董晓锋等 [11]、刘睿等 [12]、Niinomi M 等 [13] 等研究证实，对于两相钛合金断裂过程，初生 α 相是裂纹萌生源及扩展通道；材料的断裂韧性正比于初生 α 相内部平均自由程，而（原文此处 “图 图” 表述不完整，按原文保留）的初生 α 相差不大，因此合理推测断裂韧性除了初生 α 相含量这一影响因素之外，还有其他因素。对比观察图 2c、图 3c 和图 4c，可以推测出，在冲击断裂过程中，宽厚的片层状次生 α 相改变了裂纹扩展的方向，使其不断进行路径分支，所以冲击功最大。刘睿等 [12] 认为，具有初生 α 相 +β 转变组织特征的 TC4 钛合金的动态断裂韧性受到初生 α 相和次生 α 相片层的交互影响。董晓峰等 [11] 也认为，编织状多尺度片层组织中裂纹的扩展出现较多的偏转和二次裂纹，提高了合金的抗裂纹扩展能力。片层 α 相在取向有利的情况下，能够提高裂纹的扩展功，具有较为曲折的裂纹扩展路径，出现裂纹绕过和穿过片层次生 α 相集束的现象。
表 3 退火后 TC4ELI 钛合金板材的力学性能
Table 3 Mechanical properties of TC4ELI titanium alloy plate after annealing
| 序号 | 热处理制度 | 抗拉强度Rm/MPa | 规定非比例延伸强度Rp0.2/MPa | 伸长率 A/% | 断面收缩率 Z/% | 室温 (20℃) 冲击功 / J | -20℃冲击功 / J |
| 1# | 760℃/1 h, AC | 956 | 885 | 16.3 | 46.0 | 31.6 | 28.2 |
| 2# | 840℃/1 h, AC | 954 | 882 | 16.0 | 46.0 | 34.2 | 41.2 |
| 3# | 920℃/1 h, AC | 950 | 859 | 16.3 | 46.0 | 47.3 | 40.2 |
| 4# | 960℃/1 h, AC | 957 | 839 | 16.0 | 45.5 | 44.0 | 39.2 |
| 5# | 1000℃/1 h, AC | 964 | 835 | 9.0 | 13.0 | 41.3 | 39.5 |
3、结论
在 β 相相变点以下退火，温度对 TC4ELI 钛合金板材的强度和塑性影响不大；β 相相变点以上退火，板材强度变化不大，但由于魏氏组织导致材料变形协调性差、塑性急剧降低。
在 920℃以下退火时，初生 α 相含量差异不大，次生 α 相含量小幅度增加，次生 α 相片层厚度增大。
TC4ELI 钛合金板材的室温和 - 20℃冲击性能随着退火温度的升高呈现先升高再降低的趋势，920℃退火时，室温和 - 20℃冲击功达到峰值。次生 α 相的含量和结构对板材冲击性能具有显著影响，在冲击断裂过程中，宽厚的片层状次生 α 相改变了裂纹扩展的方向，不断进行路径分支，因此，冲击功增加。
在 840~920℃退火，板材的室温拉伸、室温冲击和低温冲击性能匹配良好。
参考文献
[1] 吕逸帆，张毅，景宝全，等。固溶时效对 TC4ELI 钛合金组织和性能的影响 [A]. 中国有色金属学会，宝山钢铁股份有限公司。第十四届全国钛及钛合金学术交流会论文集 (下册) [C]. 上海，2010.
[2] 赵永庆。国内外钛合金研究的发展现状及趋势 [J]. 中国材料进展，2010, 29 (5): 1-8, 24.
[3] 徐雪峰，王琳，沙彦刚，等. TC4ELI 钛合金动态压缩性能及绝热剪切敏感性的研究 [J]. 兵工学报，2020, 41 (2): 366-373.
[4] 王俭，李有华，李蒙，等。轧制工艺和退火温度对 TC4ELI 钛合金厚板显微组织的影响 [J]. 有色金属材料与工程，2018, 39 (3): 32-35, 47.
[5] 齐立春，黄利军，赵新青，等。热处理对 TC4 钛合金厚板组织和性能的影响 [J]. 材料热处理学报，2015, 36 (S1): 78-83.
[6] 刘婉颖，林元华，陈宇海，等。不同热处理工艺对 Ti6Al4V 钛合金微观结构和力学性能影响 [J]. 稀有金属材料与工程，2017, 46 (3): 634-639.
[7] GB/T 232-2024, 金属材料 弯曲试验方法 [S].
[8] GB/T 228.1-2021, 金属材料 拉伸试验 第 1 部分：室温试验方法 [S].
[9] GB/T 229-2020, 金属材料 夏比摆锤冲击试验方法 [S].
[10] 高潘，曾卫东，张传臣，等。双重退火对 TC4-DT/ TC21 线性摩擦焊接头组织及力学性能影响 [J]. 稀有金属，2024, 48 (1): 1-10.
[11] 董晓锋，张明玉，周江山，等。热处理对 TC4ELI 钛合金显微组织与力学性能的影响 [J]. 热加工工艺，2022, 51 (24): 142-146.
[12] 刘睿，惠松骁，叶文君，等。退火温度对 TC4ELI 钛合金动态断裂韧性的影响 [J]. 稀有金属材料与工程，2011, 40 (10): 1799-1803.
[13] Niinomi M, Kobayashi T. The effect of heat treatments on microstructure and mechanical properties of TC4 titanium alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 1988, 100: 45-55.
（注，原文标题：退火温度对TC4ELI钛合金板材组织性能的影响）
tag标签:退火温度,TC4ELI钛合金,显微组织,低温冲击韧性,影响规律,机理研究