TC4（Ti-6Al-4V）是一種典型的中等強度鈦合金，具有較好的綜合力學性能、抗蝕性和高溫強度以及備良好的加工性能，是目前研究最為深入的鈦合金之一，多在熱等靜壓+退火狀態下使用，在航空工業領域應用廣泛[1-3]。

O是一種α相穩定元素，以間隙固溶的方式存在于鈦合金中，其含量通常在0.1%（質量分數，下同），被認為是雜質元素，需要對其含量進行控制。有研究表明，間隙固溶的O元素在與彈性位錯交互的過程中會形成“柯氏氣團”和“Snock氣團”，對位錯產生阻礙和釘扎作用，能有效提高鈦合金強度，且隨著O含量增加，合金強度會顯著提高，但是塑性顯著下降[4]。而且隨著O含量上升，TC4鈦合金的α+β/β相轉變溫度也隨之升高，沖擊韌性則快速下降，當O含量高于0.165%時，下降速度急劇上升[5]，所以認為當TC4鈦合金O含量高于0.165%即為高氧TC4鈦合金，因此需嚴格控制合金中O含量。研究發現，適當增大O含量，能在不影響合金塑性的前提下大幅提高合金強度[6~8]。

鈦合金的力學性能不僅取決于合金成分，還和其微觀組織形態有很大關系，對大多數鈦合金而言，α相含量和形態對鈦合金的力學性能有很大影響[9-10]。研究認為，α相具有3種形態，分別為軸狀、片狀以及針狀，其中等軸α相能夠對β相起到釘扎作用，抑制β相長大，從而提高基體力學性能；片狀α相具有較高的強度和斷裂韌度，其含量對鈦合金的力學性能影響較大；而針狀的α相均勻分布在β基體上，能夠起到彌散強化的效果[11-14]。目前對鈦合金的熱處理工藝研究多集中在鈦合金鍛壓、軋制等變形加工的棒材、板材等，包括固溶、時效、退火等多種熱處理工藝[15-16]。LIDR等[17]對TA19鈦合金進行了3級熱處理，獲得了由等軸、片層和針狀α組成的三元組織，通過控制溫度來調整等軸α、片層α和針狀α相的占比。結果表明，隨溫度升高，層狀α相含量增加，合金的抗拉強度和伸長率均有所提高。然而，過高溫度導致等軸α含量極低，β晶粒變粗，從而降低合金塑性。LEESW等[18]發現新型鈦合金Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe在經過時效溫度由440℃升到560℃時，針狀α相發生粗化，導致合金強度降低14.5%，伸長率明顯提高。但隨著時效時間延長，β晶界處出現晶間α，使得合金強度和塑性均降低。劉婉潁等[19]研究了固溶時效處理對TC4鈦合金力學性能影響，發現在采用960℃保溫1h水冷以及500℃保溫1h水冷后的鈦合金綜合性能最好，這是由于TC4鈦合金固溶時效后的組織由β基體和析出的α相組成，具有片層狀β相和小針叢狀α相組織，可獲得較高綜合性能。

TC4鈦合金經熱處理后微觀組織會發生變化，進而對力學性能產生影響。已有的關于鈦合金的熱處理工藝多為變形鈦合金而鑄態鈦合金的熱處理工藝則相對單一。退火作為鑄態鈦合金最常用的熱處理工藝，其主要目的在于消除鑄件內部鑄造應力、焊接應力，穩定鑄件組織和性能，研究相對較少。在HBZ137-1988中，對TC4退火溫度要求為700~800℃，保溫1~2h后空冷，參考其他標準，對退火溫度的要求也有差異，最大溫度區間為（700~860℃）±10℃。TC4鈦合金的HIP（Hotisostaticpressing）以及后續的熱處理過程是一種加工硬化與加工軟化同時進行的過程，會對TC4鈦合金的組織和性能產生極為重要的影響[20]，因此研究退火溫度對高氧TC4鈦合金組織性能的影響十分必要。本研究對O含量為18%的TC4鈦合金分別進行680～830℃的退火處理，并對其組織和性能進行了分析，旨在為高性能鈦合金鑄件的生產提供參考。

1、試驗材料及方法

采用200kg真空自耗電極電弧凝殼爐，石墨鑄型對試棒進行熔煉澆注，所有試棒熱處理前均為熱等靜壓態，且經過X射線檢測，試棒內部無缺陷。所使用高氧TC4合金錠化學成分見表1。

所有試棒在140MPa氬氣壓力下進行920℃，熱等靜壓3.5h，并隨爐冷至300℃以下。之后在真空度低于0.133Pa下分別以680、730、780和830℃進行熱處理，保溫2h后爐冷，當爐溫≤250℃時放氣，爐溫≤40℃出爐。

用線切割方法在鑄造成形的鈦合金試樣中部切取圓片狀金相試樣{具體尺寸}，在經過由粗到細的金相砂紙打磨后進行拋光，拋至鏡面后使用常規腐蝕液(2mL的HF+4mL的HNO3+94mL蒸餾水)浸泡15s后立即用流動清水沖洗干凈吹干，使用GX51OLYMPUS型金相顯微鏡（OM）觀察試樣微觀形貌；采用DNS-200萬用拉伸機對標準拉伸試棒進行常溫拉伸檢測，{拉伸速率為多少？}每組試樣測3次，取平均值；采用ZEISSΣIGMA掃描電鏡觀察拉伸試樣斷口形貌。

2、試驗結果與分析

2.1退火溫度對微觀組織的影響

未經退火的高氧{氧含量具體為多少？}TC4鈦合金（對照組）HIP態組織形貌見圖2，圖3是O含量為0.1%的常規TC4鈦合金HIP態魏氏體組織。對比圖2和圖3可以看出，隨O含量增加，α相與α+β相的晶粒尺寸得到了一定程度細化,從最初的2mm，細化到153μm；并且板條狀的兩相組織變細，長寬比明顯降低，魏氏組織中α集束的寬度相較于常規TC4鈦合金組織變窄，長度也有明顯減少。這是因為O元素作為α相穩定元素，能夠擴大α相區，提高α相穩定性，導致α+β/β轉變溫度上升，使合金中α相增多。此外，在熱等靜壓過程中的微觀應力作用下，板條狀的兩相組織發生相對變形，造成α相集束取向發生變化，寬度變窄。

經不同溫度退火后的高氧TC4鈦合金SEM組織見圖4，其中粗大凸起為板條狀β相，而凸起之間的凹陷為板條狀α相，在經過退火處理之后出現的細小凹陷則為等軸α"相。在圖4中并未發現氧化物顆粒。在合金凝固過程中，會基于鑄件形狀產生鑄造內應力，并且在熱等靜壓過程壓合合金內部閉孔缺陷及縮松時，也會產生微觀內應力，這就為鑄件在退火時的部分回復行為提供了內在驅動力[13]。可以看出，圖4中的α相集束變得更窄，相比于HIP態中的魏氏組織存在較大差異。當退火溫度較低時，外在驅動力不足導致回復過程進行較為緩慢，可以發現部分區域板條狀組織變得模糊，晶界被截斷，而且凸起減少，出現少量新的短小凹陷，初生板條狀α相和β相含量都有所下降，少量不同取向的等軸狀α"相開始逐漸出現，交錯分布于β晶粒內部，能夠較為明顯的分辨，見圖4b和圖4c箭頭處。

隨退火溫度升高，回復過程更為徹底，當退火溫度為780℃，合金組織由初生板條狀α相、初生板條狀β相和少量等軸α"相組成，此時α"相從β晶粒內部長大伸長，原始結構中寬大的集束片層被截斷，兩相片層組織分布均勻，但與網籃狀組織不同的是集束層的取向隨機。當退火溫度為830℃時，雖然溫度低于高O含量的TC4合金的相轉變溫度，但在內部殘余應力釋放與外在高溫熱應力的共同作用下，發生了一定程度的相轉變，部分區域相界面模糊甚至消失，集束層中的部分β相直徑明顯變大，見圖4d。

2.2退火溫度對力學性能的影響

圖5為試樣在不用熱處理溫度下的力學性能。可以看出，與對照組相比，經熱處理后試樣強度和塑性均略有提高，其中抗拉強度最大增幅為24.5MPa，伸長率最大增幅為2.5%，其主要原因在于退火后試樣組織中的板條狀組織細化，長寬比降低，集束條變窄。隨退火溫度增大，合金強度呈先下降后升高，而塑性則先升高后下降，但整體波動幅度較小，主要與組織中α"相的生成，以及β相含量和狀態的變化有關，板條狀β相向等軸狀α"相轉變，同時變得粗大，會導致TC4鈦合金加工硬化現象加劇，這主要源于TRIP（Transformation induced plasticity）效應。這些相變也會導致晶粒內部位錯消除，同時晶粒位相關系發生變化，晶界重新排列，最終使得鑄件內部應力集中減少，進而使抗拉強度下降但是屈服強度略有上升，由加工軟化轉向加工硬化。

結合內部組織的變化以及圖5可知，高氧TC4鈦合金在退火溫度為780℃時，晶粒細化程度最高，且相轉變程度較低，同時原始結構中寬大的集束片層被截斷，兩相片層組織分布均勻的同時取向隨機，板條狀組織清晰可見，且少見相界面模糊區域，因此位錯經過時需要更大的力。同時在拉伸過程中，寬大的集束片層被截斷，且兩相片層組織分布均勻，能夠有效的提高塑性。因此，經780℃退火后的高氧TC4鈦合金既具有相對較高的強度，同時塑性下降程度較小，綜合力學性能最優。

2.3退火溫度對斷口形貌的影響

圖6為經不同溫度退火處理后的試樣拉伸斷口形貌。可以發現，各試樣均發生韌性斷裂，主要有纖維區和剪切唇區兩部分組成，可在斷口看到明顯的韌窩結構，但是不同退火溫度下韌窩結構也存在部分差異。在溫度相對較低時，在組織中初生α相發生融合，并未形成常規的α相+板條狀兩相組織，只產生了部分α"相，由于板條狀的兩相組織更窄，因此相較于HIP態強度有大幅提高，且斷口形貌起伏較大。當退火溫度為繼續升高時，α"相轉化程度逐漸升高，合金組織更均勻。經過730℃退火后高氧TC4斷口處韌窩最為明顯，說明在經過730℃退火后合金的韌性最好，這驗證了在經過730℃退火后伸長率和斷面收縮率都較高的現象。而經過780℃退火后的高氧TC4組織斷口起伏相對較為平緩，韌窩結構較小，但是也表現出了明顯的韌性斷裂特征，剪切唇與纖維區區分明顯。

3、結論

（1）在鑄造內應力與微觀壓應力的共同作用力下，鑄件在退火時會發生一定程度的回復現象，當退火溫度為780℃時，高氧TC4鈦合金的組織更加均勻，為集束不規則分布的板條狀兩相組織以及少量分布的等軸組織。

（2）退火溫度對鑄件力學性能影響相對較小，其中抗拉強度最大增幅為24.5MPa，伸長率的最大增幅為2.5%，當退火溫度為780℃時，高氧TC4鈦合金表現為典型的韌性斷裂，韌窩起伏明顯，同時具有較高的強度與塑性，綜合力學性能較為優異。

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