變形量及熱處理制度對Ti—6Al—4V合金絲材組織和力學性能的影響

楊 歡，楊曉康，杜 晨，羅斌莉，王 海

（西安賽特思邁鈦業有限公司，陜西 西安 710000）

Ti-6Al-4V合金是20世紀50年代由美國開發的一種中等強度的α+β兩相鈦合金，Ti-6Al-4V合金作為絲材用作航空航天緊固件材料使用時，相當的指標要求下，將比鋼材減重70%，且其良好的耐蝕性使緊固件材料使用壽命大大延長，提高了航空航天飛行器的穩定性與安全性，目前，歐美等發達國家航空航天用緊固件95%以上采用Ti-6Al-4V合金制造，在一些先進戰機上，鈦合金尤其是Ti-6Al-4V合金緊固件已完全替代了30CrMnSi鋼。除了航空航天領域，Ti-6Al-4V合金絲材在其他民用領域也有涉及，例如，在海水養殖領域，用鈦絲編織的鈦網表面使用15年后仍毫無損壞；在醫療植入物領域，鈦絲常被用作人工齒根，固定骨折部位的螺栓等[1-3]。

Ti-6Al-4V絲材通常采用多道次熱拉拔成型，隨著拉拔道次提高，絲材形變量逐漸增大，合金加工硬化不斷累積，塑性急劇下降，常常造成絲材在后續拉拔道次時“斷絲”或“粘?！爆F象的產生，在加工過程中，為了防止加工硬化導致絲材斷裂，通常需要配合一定的中間退火執行。因此，絲材力學性能隨形變量的變化規律及退火工藝研究是制定合理化拉拔工藝的重要前提。

1 實驗

本次實驗所用坯料為西安賽特思邁鈦業有限公司生產的Φ8.0 Ti 6A14V合金熱軋棒，其各元素化學成分滿足GB/T 3620.1-2016要求，具體成分見下表1。將熱軋坯料扒皮探傷后分別熱拉至Φ6.0mm、Φ4.0mm、Φ3.0mm、Φ2.5mm、Φ1.5mm，各規格絲材對應的形變量分別為0.44、0.75、0.86、0.90、0.96。

熱拉后的絲材分別在830℃與750℃下進行退火，保溫時間依次為15min，25min，35min，45min，退火完成后在連續電熱矯直設備上進行矯直，最后通過磨削、拋光至成品。

表1 Ti-6Al-4V熱軋棒的化學成分（質量分數，%）

使用金相磨拋機制取不同規格及不同退火制度下的金相樣。

試樣拋光后選用配比為：HF：HNO3：H2O=1:3:5的腐蝕液腐蝕，并在光學顯微鏡下觀察橫截面高低倍組織。將不同規格與退火制度下的絲材做室溫拉伸，拉伸實驗參照GB/T 228.1標準進行，選用598X系列材料試驗機，記錄抗拉強度，屈服強度與延伸率數值。

2 結果分析與討論

2.1 形變量對絲材組織的影響

圖1(a)～(e)給出了變形量分別為0.44，0.75，0.86，0.90，0.96時，即絲材直徑分別為Φ6.0、Φ4.0、Φ3.0、Φ2.5、Φ1.5時，Ti-6Al-4V絲材組織的變化。由 圖1(a)～(e)可知，絲材顯微組織均由白色的初生α相與黑色的β轉變組織構成，且隨變形量的增大，初生α相不斷發生回復再結晶，使晶粒細化，當變形量不超過0.75時，由于變形量較小，初生α相未發生完全的破碎和再結晶，絲材組織中仍然存在一定比例的大晶粒α相，此時，初生α相尺寸并不均勻，如圖1(a)～(b)所示。絲材變形量大于0.86時，初生α相繼續再結晶細化，整個絲材內部α相尺寸趨于均勻，晶粒更加細小，當變形量達到0.90及以上時，初生α相尺寸小于3μm。

材料再結晶形成等軸晶，目的在于形成細化晶粒。作為再結晶的動力，材料形變量越大，再結晶形核部位越多，晶粒細化效果越明顯。隨著形變量提高，材料的再結晶形核率提高，晶粒得到細化，晶粒細化后可同時提高材料的塑性和強度。

圖1 顯微組織隨形變量的變化

2.2 形變量對絲材力學性能的影響

絲材的屈服強度、抗拉強度及延伸率隨形變量的變化分別如圖2及3所示。

由圖2可見，隨著變形量由0.44變到0.96，絲材的屈服強度由897MPa提高到1043MPa，抗拉強度也相應地由1069MPa增加到1290MPa，而且當變形量在0.44～0.86之間時，屈服強度和抗拉強度變化速率都較慢，當變形量超過0.86時，絲材強度急劇上升，表現為快速強化過程，進一步分析認為，絲材強度急劇上升與變形機制有關。

隨變形量的增大，絲材塑性逐漸下降，表現為延伸率的減小，如圖3所示。當變形量在0.44～0.86之間時，絲材塑性較好，延伸率大于15%，而當變形量大于0.86時，絲材塑性突降，延伸率不超過10%，而變形量0.86是整個變化的拐點。

圖2 強度隨變形量的變化

圖3 延伸率隨變形量的變化

形變量較大時，晶粒尺寸較小，晶界面積增大，絲材塑性變形過程中，位錯滑移阻力大，位錯開動需要更大的外力；另外，變形量較大時，需要開動的滑移系數量多，位錯容易易纏積，變形抗力較大，因此，絲材屈服強度隨形變量增大而提高，而抗拉強度也隨之升高[4]。

根據經典理論，晶粒細化同時提高材料的塑性和強度，但根據圖3的延伸率數據，晶粒度減小時，絲材塑性反而下降，進一步分析認為，這是由晶粒度減小時絲材塑性變形機制改變造成的。位錯滑移是兩相鈦合金室溫變形的主要變形方式。

圖4 強度隨退火溫度的變化(a)Φ1.5mm絲材；(b)Φ2.5mm

當變形量不超過0.75時，變形由初生等軸α相主導，等軸α平均尺寸較大，此時，晶界面積小，晶粒變形阻力較小，變形能力較強，材料塑性較好；當變形大于0，86時，晶粒尺寸小于3μm，將優先在β相或α/β界面處的α相內變形[5]，β相在室溫下一般呈片狀分布，而片層狀組織被認為是降低室溫塑性的，另一方面，晶粒尺寸減小使得β相的分布更為彌散，相界面面積增大，變形阻力增大，這就導致當變形量大于0.86時，延伸率反而隨晶粒尺寸較小而減小，而屈服強度仍然上升是由于晶界數目增多導致滑移阻力提高導致的。

2.3 退火溫度與保溫時間對絲材力學性能的影響

規格為Φ1.5與Φ2.5的絲材，采用830℃與750℃退火時，保溫時間為35mins時，絲材的力學性能對比如圖4(a)～(b)所示。由圖4及圖5可見，830℃退火時，絲材屈服強度與抗拉強度都低于750℃退火時的數據，即表明溫度越高，絲材“軟化”效果較明顯，在830℃與750℃退火時，兩種規格絲材的屈服強度降到了1000MPa以下，說明在以上溫度退火溫度，絲材內部的加工硬化都已得到較大程度消除，且當規格為Φ2.5時，絲材強度隨退火溫度的變化速率較慢，曲線較為平緩，說明此規格絲材強度隨退火溫度不敏感。

前面已經提到，當形變量大于0.86時，晶粒尺寸小于3μm，此時塑性變形片層狀β相主導變形。根據杠桿定律，在相變點830℃下退火，絲材組織中β相含量大于750℃下退火的值，β相為體心立方結構，滑移系數目為12個，較α相密排六方結構多，塑性變形時，可開動的滑移系數目較多，材料屈服強度較小；此外，當退火溫度升高時，原子擴散系數提高，位錯滑移阻力變小，位錯滑移較容易，也會引起屈服強度減小。

圖5為規格為Φ2.5的絲材在750℃下退火，保溫不同時間的延伸率變化。

可以看出，在溫度下退火，隨著保溫時間由15min提高到45min，絲材的延伸率逐漸增大，由最初的5.5%增大到9.8%，絲材塑性得到顯著提高。

圖5 延伸率隨保溫時間的變化

根據相圖知識[8]，在同一溫度下退火，隨著保溫時間不斷提高，絲材的顯微組織均由等軸α相與轉變β組織構成，且等軸α相與轉變β組織的體積分數也沒有發生明顯變化。

因此，絲材延伸率的改善將由絲材內部α相或β轉變組織的狀態隨保溫時間的變化引起。

在退火過程中，絲材主要發生再結晶組織重構過程，形成等軸組織。在同一溫度下，絲材再結晶與時間的關系可表示為：

其中，xR為再結晶體積分數；B為隨溫度升高而增大的系數，k是常數。

由上式可知，隨著保溫時間的提高，絲材再結晶比例呈指數提高，在此過程中，大量纏積的位錯得以多邊化，位錯缺陷得以消除，同時，多邊化的位錯墻排列使再結晶形核位置點提高，初生α相尺寸減小晶粒得到細化，絲材延伸率提高；另一方面，由于擴散屬于弛豫過程，隨保溫時間延長，溶質擴散通量提高，有助于消除由于變形而導致的局部固溶原子堆積，固溶原子對位錯釘扎作用消失，同時，β轉變組織中的固溶原子趨于平衡態分布，第二相對變形的阻力減小，絲材塑性得到改善。

3 結論

（1）隨變形量的增大，初生α相尺寸不斷減小，組織區域均勻化，晶粒得到細化；

（2）隨著絲材加工量的增大，其屈服強度和抗拉強度都在增大，但延伸率在減小，且當絲材直徑小于3.0時，延伸率呈“突降”趨勢，是整個變化的拐點；

（3）830℃與750℃下退火，絲材的屈服強度均有所下降，但830℃退火時，屈服強度更??；

（4）在同一溫度下退火，隨著退火時間的提高，絲材的延伸率不斷增大。