发布日期：2026-1-17 21:39:07
钛合金具有高比强度、低密度、优异的耐蚀性和生物相容性等优点，被广泛应用于军事工程、航空航天、交通运输、海洋工程、石油化工、生物医学等领域[1-2]。TC4钛合金在极端环境下可保持优异的稳定性，成为兵器装备的核心材料。制备性能优异的新型钛材料，不仅能突破我国相关领域的产业瓶颈，还有利于我国兵器装备向轻量化、智能化方向不断发展[3]。
然而，随着我国国防军工事业的不断发展，各领域对材料性能的要求日益提升。传统的材料制备方法已经难以满足新的性能需求。为此，常通过剧烈的塑性变形细化晶粒、提高材料强度，从而获得具有细晶和超细晶组织的先进材料。目前制备超细晶TC4钛合金的剧烈塑性变形方法有等通道转角挤压[4]、多向锻造[5]、高压扭转[6]、轧制[7]等。经过大变形制备的超细晶TC4钛合金伴随大量的残余应力，而残余应力的存在使其延伸率较低，严重制约其机械性能和使用寿命。
因此，为了获取性能优异的TC4钛合金，选择适宜的热处理工艺尤为重要。李强等[8]在不同固溶时效温度下研究了TC4钛合金组织与性能的变化，发现随着固溶温度的提高，等轴a相含量降低，β相含量增加，次生片层a相宽度增大;经固溶时效处理后合金强度大幅提高，这是因为β基体上析出了次生a相。姚学峰等[9]研究发现，TC4钛合金在热轧过程中形成超细晶组织，且随着变形量的增加，超细晶粒的数量也随之增加。QI等[10]和KIM等[11]对热轧获得的超细晶TC4钛合金进行退火处理，发现板条状晶粒被等轴晶粒取代，在此过程中组织发生回复和再结晶;随着退火时间和温度的增加，材料的强度下降，但延伸率有所提高。如何制备高强度、高塑性的钛合金，依然是目前研究领域的热点和难点问题。
目前，针对钛合金的研究多集中于单相结构，而关于两相钛合金经热轧及退火后的组织和性能研究较少[12]。本研究通过热轧和淬火处理制备超细晶TC4钛合金，在后续的退火过程中获得强度与塑性匹配优异的钛合金，进一步弥补TC4钛合金热处理工艺的不足，为其后续生产工艺优化提供一定的理论支持。
1、实验部分
1.1材料制备
本实验所用TC4钛合金板材由西安某公司提供，其化学成分如表1所示。钛合金板材的尺寸为 90mm×50mm×10mm，热轧前将其在 AFD1200-40型马弗炉中于 1050℃下保温30 min，使其组织充分均匀化，并获得单相的β组织。然后使用Φ400 mm(500~750)mm二辊冷轧机在70t的压力下对板材进行热变形，开轧温度为1050℃，后续在950℃下进行多道次热轧。每道次轧制后均在950℃马弗炉中保温20min，消除残余应力，随后将其放入水中进行淬火处理[13]。轧制后板材厚度为2mm，总变形量为80%。将制备的超细晶TC4钛合金使用DK7735型电火花切割机进行线切割，获得70mm×15mm的板材，并将其放入马弗炉退火，退火温度分别为250、350、450、550、650℃，保温时间为1h。最后进行炉冷处理。
表1 TC4钛合金的化学成分(质量分数，%)
| Al | V | Fe | C | O | N | H | Ti |
| 5.50~6.75 | 3.50~4.50 | ≤0.05 | ≤0.10 | ≤0.20 | ≤0.05 | ≤0.0125 | 余量 |
1.2力学性能测试
从退火前后板材上切割出拉伸试样，尺寸如图1所示，厚度为1.8mm。依次使用400目、800目、1200目、2000目和3000目的砂纸对其表面进行打磨处理，消除氧化层和线切割痕迹。采用UTM5105X型电子万能试验机进行室温拉伸性能测试，拉伸速率为0.9mm/min;每组试样测试3次，最终结果取平均值。此外，使用HVS-1000型维氏硬度计对试样进行显微硬度检测，载荷为500g，保载时间为10s;每组试样测试5个点，结果取平均值。
1.3显微组织观察
使用电火花线切割机将退火前后的超细晶TC4钛合金板材切割成金相试样，随后依次使用砂纸打磨和 SiO2悬浮液抛光其表面，并采用HF(40%)、HNO3(68%)与H2O按体积比1:3:7混合而成的腐蚀液浸蚀15s。然后使用BX53M型金相显微镜(OM)、EM-30AX+型扫描电子显微镜(SEM)观察试样的微观组织。拉伸试样断口形貌也使用SEM进行观察。
2、实验结果与讨论
2.1微观组织
图2和图3分别为退火前后超细晶TC4钛合金微观组织的SEM图像和OM图像。由图可见，退火前后合金的显微组织均由等轴α晶粒和短棒β晶粒组成，并且α晶粒占多数。β相因受到剧烈的挤压变形作用而呈短棒状[14-15]。退火前材料因剧烈变形而发生严重的晶格畸变和晶粒细化，在随后的快速冷却(淬火)过程中，过冷的β相部分转变为六方马氏体(α′相)，另一部分则以亚稳态保留。高冷却速率抑制了原子扩散，导致大量位错得以保留并增殖，最终获得TC4超细晶组织，如图2(a)和图3(a1,a2)所示。
当试样的退火温度为250、350℃时，此时温度较低，热激活能不足，材料的变形组织并未发生明显的变化，如图2(b,c)所示。当退火温度为450、550℃时，试样组织发生了回复，如图2(d,e)所示。由于前期大变形与快速冷却，材料内部产生大量缺陷，如空位、位错等，导致晶格畸变。在较高退火温度下，这些高密度空位逐渐湮灭，位错重新排列，残余应力显著降低。与此同时，亚稳β相和α′六方马氏体中弥散析出细小的次生α与β相颗粒，产生析出强化效应[9,16]。当退火温度达到650℃时，热激活能足以驱动合金再结晶，此时在严重变形区内，新的、无畸变的等轴晶粒形核并逐渐长大，如图2(f)和图3(b1,b2)所示。
总体而言，超细晶TC4钛合金在退火前后显微组织的变化可借助图4进行简单描述。该合金在退火前微观组织位错密度高，晶格发生了严重的畸变，如图4(a)所示。随后的退火处理使得组织发生回复，在较低温度下，位错通过重排和湮灭形成亚结构，内应力得以松弛。随着退火温度的升高，亚稳态的β相和α′六方马氏体发生分解，析出次生a相和稳定的β相，如图4(b)所示。这些细小的颗粒可以有效阻碍位错运动，产生弥散强化效果。随着温度的进一步提高，材料发生再结晶，同时伴随着晶粒尺寸的增大。因此，通过调控适宜的退火温度，可以实现超细晶TC4钛合金的组织优化。
2.2拉伸性能
图5所示为超细晶TC4钛合金退火前后的拉伸性能测试结果。由图可见，退火前超细晶TC4钛合金的平均抗拉强度为 1 181 MPa，屈服强度为920 MPa，延伸率为 8.5%。当退火温度为250℃时，超细晶TC4钛合金的抗拉强度、屈服强度与延伸率分别为865 MPa、731 MPa和9.1%，相比于退火前抗拉强度和屈服强度分别降低26.8%、20.5%，延伸率提高了7.1%。随着退火温度的提高，合金抗拉强度、屈服强度和延伸率均先提高后降低。当退火温度为550℃时，超细晶TC4钛合金的抗拉强度、屈服强度达到最大值996、886 MPa，相比于退火前分别降低15.7%、3.7%;此时延伸率从450℃时的最大值11.1%降至10.8%，相比于退火前仍提高了27.1%。材料在退火过程中发生回复，弥散析出细小的次生α和β相颗粒，起到析出强化效果。这些细小颗粒弥散分布于晶界处，对晶界起到钉扎作用。当合金变形时，位错线难以切过弥散分布的硬质颗粒，被迫以Orowan机制绕过，此过程需要更高的外加应力，从而提高了材料的强度，但通常也会伴随塑性的降低。在250~550℃退火过程中，回复和析出强化共同影响着材料的强度和塑性[16]:退火温度越高，析出强化效应越显著，强度越高。回复过程位错的重排与湮灭有效释放了内应力，使材料的塑性(延伸率)显著提高。随着退火温度的升高，变形合金的回复越来越充分，延伸率逐渐升高;但由于弥散析出相逐渐增加，位错运动阻力增大，造成的塑性损失加大，因此550℃时延伸率有所降低。
经650℃退火处理后合金的抗拉强度降为920 MPa，屈服强度降为713 MPa，延伸率为10.9%，相比于退火前抗拉强度和屈服强度分别降低22.1%、22.5%，而延伸率则提高了28.2%。这是因为在此温度下,再结晶主导着合金的强塑性[17]。合金发生了再结晶,伴随着等轴晶粒的出现，位错密度显著下降，位错运动阻力大幅减小，变形抗力较小，宏观上表现为屈服强度下降。同时，均匀的等轴晶粒结构有利于多个滑移系开动，使塑性变形更协调，有效缓解了局部应力集中，并阻碍了微裂纹的过早萌生与扩展，使材料在断裂前能承受更大的塑性变形，因此塑性较好。此外，再结晶过程伴随着晶粒尺寸的增加，也会导致合金的屈服强度降低。通常情况下，材料的屈服强度与其晶粒尺寸的关系符合 Hall-Petch公式[18]:
式中: σ y 表示材料的屈服强度; σ 0 表示摩擦应力，代表晶格对位错运动的阻力，与材料本身有关;k表示Hall-Petch强化系数，反映了晶界阻碍位错运动的能力，是表征材料细晶强化效率的关键本征参数;d表示平均晶粒尺寸。
由 Hall-Petch公式可以看出，材料的屈服强度与晶粒尺寸成负相关，即晶粒越细，屈服强度越高。在变形过程中，材料内部的位错发生滑移，由于晶界阻力高，因此晶界处易发生位错塞积，产生应力集中。晶粒尺寸越小，晶界密度越高，位错塞积引起的应力集中效应越显著，因此需要更大的外加应力才能使位错穿越晶界继续滑移，这在宏观上表现为细晶组织具有更高的屈服强度。
2.3拉伸断口形貌
图6为退火前后合金拉伸断口形貌的高低倍SEM图像。由图6(a1~f1)所示低倍断口形貌图像可见，退火前断口形貌较为粗糙，表面凹凸不平，这是由于合金在前期加工变形时内部存在大量缺陷，应力较高。经过250℃退火，断口表面粗糙程度有一定的减弱，局部出现网状结构。这表明在此温度下，合金组织发生了初步的回复过程，部分位错发生湮灭和重排，微观内应力得到一定松弛。经过350℃退火，网状结构更为清晰，断口整体变得相对平齐，这说明回复过程更为充分，位错大量重组形成亚晶界，材料的内应力得到显著释放。经过450℃退火后，断口出现较多孔洞，这是由于在退火中，较高的温度促进了原子扩散，组织应力得到进一步释放。经过550℃与650℃退火后，断口表面平整、网状结构清晰可见，说明在此温度下，合金组织的内部应力与位错缠结得到充分的释放。
由图6(a2~f2)所示高倍形貌可见，试样拉伸断口表面均存在大量韧窝，这是微孔聚集型断裂的主要特征。微孔聚集型断裂是塑性变形主导的一种韧性断裂，韧窝的形成本质上是微孔洞的形核、长大和最终聚集连接的过程[19]。图中显示，韧窝以等轴状为主，并有少量韧窝被拉长。通常情况下，韧窝尺寸越大、越深，材料的塑性越好。退火前合金断口表面的韧窝小而浅，并呈圆孔状，说明其塑性变形能力较差，延伸率较低。经过退火处理后合金的韧窝明显变大，且随着退火温度的升高，韧窝逐渐拉长、变深，说明合金的塑性变形能力得到很大程度的提高。当退火温度达到550℃和650℃时，合金拉伸断口除了大而深的韧窝外，还出现了撕裂棱。撕裂棱的出现是材料韧性较好的微观体现，意味着材料在断裂前通过塑性变形吸收了大量能量，避免了灾难性的脆性断裂[20]。当退火温度达到450℃时，合金延伸率最高但未见撕裂棱，这是因为450℃的较低温度退火使合金处于回复主导阶段，虽优化了塑性但不足以触发能产生明显撕裂棱的局域化剪切变形机制[21-22]。
2.4显微硬度
退火前以及不同温度退火处理后超细晶TC4钛合金的平均显微硬度如图7所示。由图可见，退火前超细晶TC4钛合金硬度为369.8HV0.5，经过不同温度退火后合金硬度均下降。随着退火温度从250℃升高到550℃，合金的硬度从337.2 HV0.5逐渐提高到345.0 HV0.5。这是因为在退火温度上升过程中弥散析出相不断增加，导致硬度小幅上升。当退火温度达到650℃时，合金硬度反而降至315.5HV0.5，这是由于此时组织发生了再结晶，硬度明显下降，与拉伸过程中合金所呈现的强度变化趋势保持一致。
3、结论
1)通过热轧变形和淬火处理获得的超细晶TC4钛合金，内部有着严重的晶格畸变与应力集中，材料强度高但塑性差;由于变形量较大、冷却速率较高，合金组织中产生了亚稳态β相和α′六方马氏体。
2)在250~550℃退火时，随着退火温度的提高，变形合金组织逐渐回复并弥散析出细小的次生α与β相。在析出强化效应下，合金的强度和硬度逐渐提升，但通常会伴随塑性的部分降低。因此，延伸率在450℃达到最大值后略有降低。当退火温度达到650℃时，材料发生再结晶，强度与硬度显著降低，而塑性仍保持较高水平。550℃退火合金表现出良好的强度与塑性匹配。
3)退火前合金拉伸断口表面粗糙且凹凸不平，韧窝小而浅，并呈圆孔状，塑性变形能力较差。退火合金拉伸断口清晰可见网状结构，表面相对平整;随着退火温度的升高，韧窝明显变大，逐渐拉长、变深，在550℃和650℃时还出现了撕裂棱，塑性变形能力较强。
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（注，原文标题：热处理工艺对超细晶TC4钛合金显微组织和力学性能的影响）
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