退火温度对Ti6246钛合金组织与拉伸性能的影响

顾忠明，张 起，乔恩利，王双礼，田鹏飞

(新疆湘润新材料科技有限公司，新疆 哈密 839000)

钛及钛合金具有比强度高、耐高温、无磁性、生物兼容性好等众多优异特性，因此在军工、化学、医学、航空等领域有着大量的应用[1-2]。Ti6246钛合金的名义成分为Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo，该合金是一种β稳定元素含量较高的两相钛合金，使得该合金具有较高的强度，使用领域十分广泛[3-4]。

由于Ti6246钛合金的具有十分高的热敏感性，目前对该合金热处理的研究也较多，雷锦文等人[5]研究了不同固溶温度对Ti6246钛合金组织与性能的影响，结果表明：当固溶温度位于860～900 ℃区间内，组织中初生以及次生α相的含量与尺寸均随着温度升高变化较小，此时呈现出典型的等轴组织，合金拉伸性能无明显变化，而蠕变性能增加明显。当固溶温度超过915 ℃，组织中次生α相含量增加明显，而初生α相含量降低明显，此时组织呈现出双态组织特征，合金拉伸强度降低，塑性升高，而蠕变性能进一步增加。

王国强等人[6]研究了热处理工艺对Ti6246钛合金组织与力学性能的影响，结果表明：合金经固溶处理后，组织中发生β→α″转变，同时会产生少量的亚稳β相，经时效处理后，亚稳β相会分解为大量细小次生α相，经固溶处理后，拉伸过程中会发生“双屈服”，第一屈服点会随温度升高而升高。

虽然目前对Ti6246钛合金的研究较多，但实际工业生产中，热处理仍是目前最常见的工艺之一，而目前对该合金热处理的研究以固溶时效为主，对其他热处理工艺研究较少，故本文选择不同的退火温度对Ti6246钛合金进行加热处理，随后研究不同退火温度对Ti6246钛合金组织与拉伸性能的关系，为该合金的实际生产作出相应参考。

1 试验材料与方法

试验用Ti6246钛合金为直径150 mm的棒材，棒材经熔炼、锻造、机加、探伤等工艺制成，采用ICP测试棒材的具体化学成分为：6.21 % Al、2.2 % Sn、4.1 % Zr、6.1 % Mo、0.12 % O、Ti余量。使用金相法测得合金的相转变温度为970 ℃，图1为Ti6246钛合金的原始金相组织，由图1可知，合金的原始金相组织为典型的双态组织，该组织由两部分构成，分别为初生α相和β转变组织，初生α相形貌以等轴状为主，并有少量长条状α相，而β转变组织由次生α相以及残余β相构成，次生α相形貌为细针状，残余β相位于次生α相之间。

图1 Ti6246钛合金原始金相组织

将Ti6246钛合金棒材进行切割加工，随后对切割后合金进行退火处理，根据合金相转变温度，分别选取两相区与单相区温度进行加热，具体退火处理制度为：(930 ℃、950 ℃、970 ℃、990 ℃)×2 h/AC，其中AC表示室温冷却。随后在退火处理后的试样上进行取样工作，分别取拉伸试样与金相试样，为保证试验结果的一直性，拉伸试样取样方向均为棒材纵向。其中，合金加热用电阻炉的精度等级为2级，使用Axiomatic型光学显微镜观察合金的金相组织，使用Instron电子万能试验机进行室温拉伸试验测试，拉伸的断口微观形貌使用ZIESS扫描电子显微镜观察并拍照。

2 试验结果与分析

2.1 金相组织

图2为经不同退火温度处理后的Ti6246钛合金棒材的金相组织，由图2可知，与原始金相组织相比较，合金经退火处理后，组织变化较大，当退火温度930 ℃时，组织中初生α相含量明显减少，随着退火温度升高至950 ℃时，其含量进一步降低，在退火温度为970 ℃时，此时为相变点温度，组织中初生α相含量大幅度降低，并出现粗大的β晶粒，在退火温度为990 ℃时，组织中初生α相完全消失，β晶粒尺寸明显长大，并有大量细小的次生α相分布在晶粒中。

当退火温度为两相区时，合金在加热过程中，发生α→β相的转变，随着加热温度的升高，越来越多的α相将转化为β相，但因为加热温度为两相区，组织中有部分的α相并未发生转变，故此时组织由少量α相与β相构成。在加热后冷却过程中，通常情况下，组织中会发生β→α、β→α′、β→α″三种转换，当冷却速率较快，且组织中β稳定元素含量较高时，会发生β→α″，当β稳定元素含量较低时，会发生β→α′，而试验的热处理条件为空冷，其冷却速率较慢，故发生β→α的转变[7]，故此时组织中的α相由两部分构成，分别为加热过程中未溶解的初生α相以及冷却过程中析出的次生α相。当退火温度为单相区时，此时组织中α相完全转变为β相，在冷却过程中，组织中析出大量次生α相，故此时组织中只存在次生α相，由此可知，随着退火温度的升高，合金的金相组织由双态组织逐渐转变为细片层的β转变组织。

2.2 拉伸性能

图3为经不同退火温度处理后的Ti6246钛合金的拉伸性能，可以发现，随着退火温度的不断增加，合金的抗拉强度(Rm)与屈服强度(Rp0.2)随之不断增加，而其断后延伸率(A)与断面收缩率(Z)呈现出与强度相反的趋势，其随着退火温度的升高而逐渐减小，同时可以发现，在退火温度为970 ℃时，其塑性降低幅度较大。经对比，当退火温度为为990 ℃时，合金的强度达到最大值，其中其中抗拉强度(Rm)为1399 MPa、屈服强度(Rp0.2)为1228 MPa，当退火温度为930 ℃时，合金塑性值最大，其断后延伸率(A)为9 %，断面收缩率(Z)为20 %。

图3 经不同退火温度处理后的拉伸性能

在退火温度不断升高的过程中，组织中的初生α相含量不断降低，因为组织中初生α相的形貌以等轴状为主，有文献指出[8]，等轴状的α相中包含较多的滑移系，其可协调性较好，导致在塑性变形过程中，可开动的滑移系较多，当退火温度较低时，此时组织中等轴α相的含量较多，拉伸时的塑性变形可以快速的分散至其他的晶粒中，会降低晶粒中位错产生的密集开动，进而发生应力集中现象，使得拉伸试样过早断裂。因此当退火温度为930 ℃时，因为此时温度较低，少量α相转化为β相，组织中包含大量的等轴α相，在发生塑性变形时，起到较大的协调性，会产生较大的塑性变形，故此时合金的强度较低而塑性较高。当退火温度升至950 ℃时，组织中等轴α相含量减小，同时析出的次生α相含量增加，在塑性变形过程中，在次生α相内产生较多位错，从而增加滑移时产生的位错塞积，故合金的强度增加而塑性降低[9]。在退火温度为970 ℃时，此时合金达到相转变温度，组织中的等轴α相含量下降明显，且组织中出现粗大的β晶粒，故导致合金的塑性值大幅度降低，当退火温度为990 ℃时，组织中仅有粗大β晶粒以及大量细小的次生α相，导致合金塑性进一步降低，但降低幅度较小。

2.3 拉伸断口形貌

图4为经不同退火温度处理后的拉伸断口形貌，在退火温度为930 ℃与950 ℃时，拉伸断口形貌主要由大量韧窝组成(图4a、图4b)，断口形貌中韧窝的数量与尺寸能体现合金拉伸性能的好坏，韧窝的数量越多且尺寸越大，则合金的塑性性能越好，当韧窝的数量较少且尺寸越小时，则合金的塑性越差。当拉伸试样在进行拉伸试验的过程中，较快的应变速率会导致组织中的位错产生应力集中，同时，组织中的微孔会开始形核，在拉伸不断进行过程中，位错在运动时产生的排斥力会逐渐降低并有少量的位错进入微孔中，重新激活位错源，随着拉伸过程中会不断有位错产生，导致位错会不断进入微孔中，促使微孔开始生长，最后大量微孔聚集在拉伸断口处并留下痕迹，形成韧窝[10]。

a:930 ℃ b.950 ℃

当退火温度为970 ℃时，发现断口形貌以岩石状形貌为主，并有少量的韧窝覆盖在表面，且断口形貌起伏明显，出现明显的撕裂棱，这是因为此时接近相变点温度，组织中的等轴状初生α相大量减小，形成粗大β晶粒，此形貌符合温度位于相变点温度，由韧性断裂向脆性断裂转变的特点。当固溶温度为990 ℃时，可以发现此时的断口形貌具有明显的解离台阶，具有粗大的岩石形貌，只有十分少量的韧窝，说明此时合金为明显的脆性断裂，合金塑性较差，这是因为此时温度位于单相区，组织中初生α相完全消失，粗大的β晶粒在发生塑性变形时，其协调形较差，空洞容易在β晶界处形成并扩展，导致合金塑性大幅度降低[11]。

3 结论

(1)合金经不同退火温度处理后，随着退火温度的逐渐升高，初生α相含量不断减少，当退火温度高于相转变温度后，组织中的初生α相全部消失，并析出大量次生α相。

(2)随着退火温度的不断升高，合金强度不断升高，而塑形不断降低，当退火温度达到990 ℃时，合金强度最大，其中抗拉强度为1399 MPa、屈服强度为1228 MPa，当退火温度为930 ℃时，合金塑性性能最好，断后延伸率为9 %，断面收缩率为20%。

(3)当退温度位于两相区时，断口形貌以韧窝为主，随着退火温度升高，韧窝数量减小，当退火温度位于单相区时，断口形貌以岩石状形貌为主。