发布日期：2026-4-20 16:04:38
Ti-6Al-4V[TC4]合金作为α+β型钛合金的典型代表，因其密度低、比强度高、优异的耐腐蚀性、良好的力学性能及可加工性，被广泛应用于航空航天、海洋工程、国防军工等关键领域。然而，在熔炼过程中，TC4合金极易吸收氢和氧，导致氢脆或氧含量超标，因此通常采用真空自耗电弧熔炼[VAR]在高真空环境下制备铸锭。经VAR熔炼获得的铸锭通常具有粗大的晶粒组织和较差的综合性能，难以直接满足工程应用要求，因此需通过后续热变形工艺进行组织细化，以满足相关领域的性能需求。
锻造作为热变形方式中的一种重要手段，常用于细化钛合金组织，提升合金力学性能。对于TC4钛合金，锻造通常分为β相区锻造和α+β两相区锻造两个阶段。β相区锻造旨在将铸态的大晶粒组织进行破碎，使得β晶粒发生变形及动态再结晶，细化β晶粒。随后在α+β相区内选择合适的变形温度进行两相区锻造。其主要目的是使β晶粒内部析出的片层状α相发生充分变形、破碎、再结晶及球化，从而获得理想的双态组织与良好的力学性能。然而，在实际生产中，由于钛合金坯料暴露于大气环境中，热交换不可避免，导致锻造过程实质上为“降温锻造”。尤其对于数吨级大尺寸的钛合金坯料，其表层散热快、心部冷却慢，加之显著的尺寸效应，使得钛合金坯料截面上温度场分布不均，进而造成最终钛合金锻件的微观组织[如初生α相形貌、体积分数及尺寸分布]和力学性能在表层与心部之间存在明显差异。这种组织与性能的不均匀性严重影响钛合金锻件服役性能的稳定性和使用寿命，亟需通过后续工艺加以调控。
热处理是改善钛合金锻件组织均匀性的有效途径之一，其中，退火温度与保温时间等关键参数对钛合金锻件初生α相与次生α相的形貌、体积分数以及分布方式具有决定性的影响。本工作系统研究了不同退火温度对于TC4钛合金锻件组织与性能的影响，探究最佳的退火工艺，实现钛合金锻件组织与性能的均匀性，旨在为实际生产提供更多的理论技术指导。
1、试验材料与方法
试验材料为400mmx600mm长方体形状的TC4钛合金锻件，其化学成分[质量分数，%]为6.59Al、4.19V、0.186Fe、0.01Si、0.001H、0.140、0.011C、0.004N,余量Ti。β相变点温度为[990±5]℃。首先采用真空自耗电弧炉经三次熔炼制备铸锭，之后对铸锭进行β相区以及α+β两相区的多火次锻造成形。锻造结束后对得到的原始钛合金锻件进行780℃x 2h,空冷[AC]的低温退火处理,将其记为1号锻件。
在低温退火钛合金锻件基础上，切取多个规格为400 mmx100 mm的试块，分别在910、920、930和940℃高温退火2h后空冷，将不同温度退火处理的钛合金锻件分别记为2、3、4、5号锻件。采用CMT6103万能力学试验机进行拉伸测试，依据GB/T228.1-2021《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》执行。为研究锻件不同位置性能和组织的均匀性，拉伸试样分别在表层1，心部，表层2处取样，取样示意图如图1所示，其中试样轴向方向与取样方向一致。为避免测试随机性，每种锻件不同位置各取2个平行试样进行测试。之后对不同的TC4钛合金锻件采用蔡司显微镜进行显微组织观察。金相试样经300、800、1500、2000号砂纸打磨后进行抛光，采用HF:HNO3:H2O=1:3:9的腐蚀液进行腐蚀，腐蚀时间为5~10s。采用Image pro plus图像分析软件对初生α相尺寸及体积分数进行统计，对5张图进行统计得到平均值。
2、试验结果与讨论
表1列出了1号钛合金锻件的力学性能，由结果可以看出，1号钛合金锻件边部区域与心部区域的力学性能存在明显差异，其中表层2区域的抗拉强度与心部区域相比，其最大差值为31 MPa。此外，表层1区域的力学性能与表层2区域相比，也存在明显的差异，表明原始钛合金锻件不同位置的力学性能均匀性较差。图2给出了1号钛合金锻件不同区域的显微组织图，其中明亮部分是α相，包含初生α相和片层α相,较暗部分是β相,也称为β转变组织。从图2显微组织可以看到，大量的初生α相边缘呈现“波浪”状或者有“凹糟”出现，如图2[b，c]所示。根据Semiatin等研究，两相钛合金在热加工完成后的静态退火处理时会发生静态球化，静态球化主要包括初期的晶界分离机制及后期的末端迁移机制。晶界分离是由于热加工变形会引入亚晶界，使得α相内部形成晶粒，由于表面张力的作用,使得β相穿入α/α晶界,形成“热凹槽”。随着扩散的进行，β相不断渗透，最终分离晶界。对于末端迁移，是指α相的曲面与平滑界面之间存在曲率差，造成曲面势能大于平滑面，存在能量梯度，促使元素迁移，最终在α相的边缘处形成波浪状。无论是晶界分离球化以及末端迁移球化都是由元素扩散控制，而元素扩散行为主要受温度和时间影响。对于1号钛合金锻件，在锻造结束后加热到780℃进行退火，由于锻件本身较大，在780℃退火温度下元素扩散驱动力可能不高，使得静态球化这一过程不完全，最终形成“凹槽”“波浪”等现象。此外，组织图中部分α相横纵比大于2:1，属于非等轴组织，这从侧面也论证了静态球化不充分这一观点。
表1 1号钛合金锻件的拉伸性能
Table 1 Tensile properties of No.1 titanium alloy forging
| 钛合金锻件 | 退火温度/℃ | 位置 | Rm/MPa | Rp0.2/MPa | A/% | Z1% |
| 表层1 | 917/918 | 847/846 | 16.5/18.5 | 46/46 | ||
| 1号 | 780 | 心部 | 930/923 | 855/856 | 18.5/19.0 | 44/45 |
| 表层2 | 954/951 | 870/865 | 16.5/18.0 | 44/43 |
为消除原始1号钛合金锻件不同区域的组织和力学性能不均匀性，对1号钛合金锻件进行了910℃和920℃的退火处理，其力学性能结果如表2所示。从表2可以看出，经过910℃退火后，尽管2号钛合金锻件的力学性能相比1号钛合金锻件有了一定的提升，但其表层区域和心部区域的不均匀性仍然存在。经过920℃处理后，这种不均匀性现象仍未得到有效改善，并且3号钛合金锻件的表层1区域和心部区域的力学性能相较于2号钛合金锻件出现明显下降。
通过对2号及3号钛合金锻件进行显微组织观察,结果如图 3所示,可以看到 2号及 3号钛合金锻件表层区域及心部区域初生α相的尺寸的均匀性极差。尤其是3号钛合金锻件的表层1及心部区域，这可能是造成其力学性能较低的一个重要原因。进一步从2号及3号钛合金锻件不同区域的组织可以看出，初生α相的尺寸与体积分数相比于1号钛合金锻件组织有所降低。图4列出了TC4钛合金锻件在不同退火温度下的初生α相尺寸分布及体积分数的变化。从图4可以看出，经过910℃高温退火后，2号钛合金锻件表层 1、心部和表层 2的初生α相平均尺寸为 29.5、25.7和24.8μm，平均体积分数分别为40.1%、38.6%和36.7%。3号钛合金锻件表层1、心部和表层2的初生α相平均尺寸为 25.7、28.3和 26.1μm,平均体积分数分别为33.3%、36.7%和35.1%。与1号钛合金锻件相比，不同区域初生α相尺寸降低了 10~15μm,平均体积分数下降了15%~22%。当退火温度较高时，初生α相会发生相变,转变为β相。温度越接近相变点,相变驱动力越高，转变比例就越大。此外，从图3[a,d]可以看出，初生α相“凹槽”和“波浪”现象消失，这说明退火温度提升至910和920℃保温时，静态球化过程进一步进行，但是大量的初生α相为不规则的等轴状，这可能是由于在保温过程中静态球化过程不充分，使得没有完全球化的初生α相局部转变为β相，造成边缘有类似“飞边”、“尖刺”等不规则形状出现，这可能也是导致组织均匀性较差的原因。
表2 2号和3号钛合金锻件的拉伸性能
Table 2 Tensile properties of No.2 and No.3 titanium alloy forgings
| 钛合金锻件 | 退火温度/℃ | 位置 | Rm/MPa | Rp0.2/MPa | A/% | Z |
| 2号 | 780+ 910 | 表层1 | 963/959 | 871/866 | 14.0/14.0 | 44/44 |
| 心部 | 953/947 | 870/868 | 17.5/16.5 | 41/42 | ||
| 表层2 | 941/945 | 860/864 | 16.0/18.0 | 45/46 | ||
| 3号 | 780 920 | 表层1 | 933/932 | 813/819 | 16.5/16.0 | 45/44 |
| 心部 | 943/940 | 828/827 | 14.5/14.0 | 42/42 | ||
| 表层2 | 955/956 | 863/860 | 15.0/16.5 | 44/47 |
对1号钛合金锻件进一步进行930℃和940℃退火处理，对应的力学性能如表3所示。可以看出当采用较高的退火温度930℃时,4号钛合金锻件表层 1、心部、表层2不同区域的力学性能相差较小，抗拉强度最大差值在 20 MPa以内,退火温度提升至 940℃时, 5号钛合金锻件不同区域力学性能的均匀性更为优异，其抗拉强度最大差值在 7 MPa以内,与 1号钛合金锻件相比,抗拉强度整体呈现明显的提升,且具备较好的均匀性。4号和5号钛合金锻件的显微组织如图5所示，可见4号和5号钛合金锻件的组织为典型的双态组织，由等轴的初生α相和β晶粒内的α片层组织构成。对于同一锻件，初生α相的尺寸分布均匀，片层、心部不同区域之间尺寸相差较小。不同锻件之间尺寸也较为接近。根据图4结果显示，4号钛合金锻件表层1、心部和表层2的初生α相平均尺寸为22.1、21.7和 23.8μm,平均体积分数分别为 26.7%、27.9%和24.5%。5号钛合金锻件表层 1、心部和表层 2的初生α相平均尺寸为 21.9、20.2和 24.5μm,平均体积分数分别为 23.2%、24.6%和 26.3%。与退火温度 910 ℃和 920 ℃相比,采用更高温度的 940 ℃退火得到的初生α相尺寸更小,且平衡态的初生α相体积分数进一步降低。此外,从图 5还可以看出, 5号钛合金锻件中初生α相的纵横比小于 2: 1,等轴形状较为规则,边缘较为平直,无明显“飞边”、“尖刺”出现。这说明选用 940 ℃保温时,由元素扩散控制的静态球化过程进行充分。根据扩散系数公式可知,扩散系数与温度呈正比关系。在单位时间内,扩散距离与扩散系数满足关系式 [13]:
表3 4号和5号钛合金锻件的拉伸性能
Table 3 Tensile properties of No.4 and No.5 titanium alloy forgings
| 钛合金 锻件 | 退火温 度/℃ | 位置 | R m /MPa | R p0.2 /MPa | A/% | Z/% |
| 4号 | 780+ 930 | 表层1 | 944/958 | 830/826 | 16.0/16.5 | 45/46 43/45 46/44 |
| 心部 | 944/939 | 821/823 | 15.5/16.0 | |||
| 表层2 | 938/944 | 828/832 | 16.5/17.5 | |||
| 5号 | 780+ 940 | 表层1 | 963/959 | 865/860 | 16.5/16.0 | 45/44 46/44 44/46 |
| 心部 | 961/956 | 874/873 | 18.0/17.5 | |||
| 表层2 | 957/962 | 877/878 | 17.0/17.0 |
式中: 
为扩散距离; D为扩散系数; t为扩散时间。根据上述公式可知，温度越高，扩散系数越大，扩散距离就越长，因此球化过程相比低温更加充分。完全球化的初生α相在随后的保温中发生均匀相变,边缘较为平滑，最终得到的组织也较为均匀。
3、结论
1]较低温度退火时[780℃2h,空冷],由于元素扩散控制的静态球化过程不充分,会造成 TC4钛合金锻件表层与心部初生α相边缘出现“凹槽”“波浪”等现象，最终导致锻件不同区域的力学性能均匀性较差。
2]在 780℃低温退火基础上进行高温退火时[910~940℃2h,空冷],元素扩散系数增大,扩散距离增加，静态球化过程能够充分进行，进而消除不规则初生α相组织,能够有效改善锻件整体组织和力学性能的差异性。
3]采用940 ℃ × 2h,空冷退火处理的 TC4钛合金锻件具备较好的力学性能，且表层及心部区域的组织及力学性能均匀性最为优异。
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