鈦及鈦合金具有密度低、強度比高、抗蝕性能好以及生物相容性優良等特點，主要應用于化工、醫療、汽車、航空航天等領域[1]。TC6(Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si)鈦合金作為一種綜合性能良好的馬氏體型α+β兩相鈦合金，對標俄羅斯牌號BT3-1，具有塑性高、加工性能好、強度及沖擊韌性高等特點，主要應用于航空發動機葉片、緊固件等重要結構件，可長時間在400~450℃環境下服役[2-4]。TC6含有α相穩定化元素Al、同晶形β相穩定化元素Mo、共晶形β相穩定化元素Cr、Fe、Si， β相穩定系數 K β  =  0.6，一般在退火狀態下應用。TC6鈦合金的組織和性能對熱處理方法和熱處理冷卻速度較為敏感[2]。

當前，隨著武器裝備快速全域機動部署作戰要求，對兵器材料輕量化提出了很高要求[5]。鈦合金具有比強度高、耐熱性好、耐腐蝕、無磁、良好的塑形和韌性等優異性能，因此成為提高武器裝備在不同場景的應用性能和武器裝備輕量化的首選材料。但鈦合金的導熱性差、易變形、硬度低、耐磨性差、抗高溫氧化性能較差等性能缺陷，使其難以滿足單兵武器在材料的強度、耐磨性、沖擊韌性、耐蝕性和輕量化方面的高要求，大大限制了其進一步應用發展。

研究表明，雙相鈦合金的顯微組織和力學性能主要由熱加工工藝、熱處理參數和合金化決定[6]。其中，通過控制加熱溫度和冷卻速度，不僅可在一定范圍內調整具有HCP結構的α相與BCC結構的β相的配比與分布，還可進一步調控 β t 轉變相中次生 α相的形態、含量與分布，進而達到調整力學性能的目的[7]。目前，TC6鈦合金的熱處理工藝主要有普通退火、等溫退火、雙重退火、固溶時效處理等。雖然已有較多關于TC6鈦合金熱處理工藝的研究，但主要集中在熱加工組織轉化、強塑性、疲勞性能等方面，對其沖擊韌性的研究和組織變化與強度、塑性和沖擊韌性之間的關聯研究較少。

本文根據某單兵武器的性能要求，以TC6鈦合金管料為原材料，研究了不同退火工藝參數對TC6鈦合金的強度、塑性和沖擊韌性的影響。

1、試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本文的試驗材料為秦鈦公司提供的Φ58 mm×11.5mm的TC6熱軋退火態管料，經檢測，成分如表1所示，采用金相法檢測(α+β)/β的相變點在975℃~980℃之間。

表1 TC6管料化學成分(wt%)

圖1為熱軋TC6管料的原始組織圖，可以看出，原始組織主要為初生等軸α相+β轉變組織，體積比約為56.9:43.1。其初生等軸 α相呈不規則的棉花團狀在晶界上分布， β t 轉變組織呈條束狀，其中的 α相和β相間隔排列。

1.2 試驗方法

1.2.1 熱處理試驗方法

本文采用6種不同的退火工藝對試樣進行熱處理，研究熱處理工藝對TC6合金顯微組織和力學性能的影響，具體熱處理參數見表2。

表2 TC6管料退火工藝

1.2.2 顯微組織檢測方法

利用線切割沿管壁軸向截取金相試樣，采用碳化硅砂紙進行粗磨和細磨，直至達到4000目，隨后進行拋光處理。采用氫氟酸、硝酸和水體積比為5:15:80的混合溶液對金相樣品浸蝕30秒后進行酒精清洗及吹干處理。采用光學顯微鏡(OM，蔡司Axiovert 200 MAT)觀察所有試樣的微觀組織。

1.2.3 力學性能檢測方法

拉伸試驗按照GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗方法第1部分:室溫試驗方法》在拉伸機上進行室溫拉伸，取樣方法沿管壁軸向線切割;根據GB/T229-2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行標準夏比U型缺口試樣試驗，試樣外形尺寸10mm×10mm×55mm，缺口深2mm。規格如圖2所示。

試驗設備為JB-30B沖擊試驗機、WDW-3000微機控制萬能試驗機，試驗在室溫(25℃±3℃)空氣環境下進行，為保證試驗數據的可靠性，每組熱處理試驗工藝平行測試3個試樣，最終結果取平均值。

2、試驗結果與討論

2.1 顯微組織分析

圖3為按工藝1熱處理后的金相組織圖，可以看出，組織為初始等軸狀 α相+ β t 轉變組織。和圖1原始組織相比，圖3的初始α相體積占比減小至42.1%，數量明顯減少且形狀由不規則的棉花團狀轉變為分布均勻且邊界清晰的條塊狀。 β t 轉變組織由條束狀轉變為針狀α相+β相+少量板條狀次生α相，板條狀α相長寬比變小。這是由于920℃處于 α +  β兩相區的較高溫度范圍，在加熱過程中發生了合金元素的重新分布，使得部分初生α相轉變為β相，導致初生α相占比降低;此外，該溫度下部分初生α相再結晶，成為條塊狀。后續空冷過程中，β相轉變為針狀α'或α"馬氏體[8]，550℃退火后，針狀α'或α"馬氏體逐漸轉變為較為穩定的針狀α相。

如圖4所示，按照工藝2熱處理后的金相組織的初生α相粗化連成一片，板條狀α相呈塊狀，和工藝1的圖3相比，板條狀α相長寬比繼續變小，極少量β相存在其間。按照鈦合金相變機理[9]，這種相的形成是由于在920℃加熱保溫后，組織轉變為等軸α相+β相+極少量板條狀α相。隨爐冷卻時，由于冷速緩慢，部分β相直接轉變為α相。其中，一部分α相晶粒在初生α相附近形核并被其吞并長大，造成初生α相尺寸變大且趨于球化;另一部分α相晶粒依附于板條狀α相形核與長大，被吞并后導致板條狀α相長寬比降低。

圖5為按照工藝3熱處理后的金相組織，可以看出，初生α相呈大小不一且不規則的長條毛毛蟲狀，初生 α相體積占比約為38.2%，少于工藝1和工藝2處理后樣品的初生α相。 β t 轉變組織呈板條束狀,狀態和原始組織相當。根據鈦合金相變機理，920℃加熱保溫后，組織轉變為等軸α相+β相+極少量板條狀α相，轉爐至550℃的爐中冷卻保溫時，由于冷速介于爐冷和空冷之間,β相直接轉變為α相+β相,其中僅有少量α相依附于初生α相長大[10],多數轉變為板條狀α+β相。

工藝4、5、6為三重退火,即在雙重退火(工藝1)的基礎上增加一道高溫退火(分別為720℃、800℃、820℃)，冷卻方式為爐冷。

如圖6所示，和工藝1相比，按照工藝4熱處理后的等軸狀α相呈不規則棉團狀，面積增多且連成片，β轉變組織呈板條束狀，且其中α相呈粗長條狀，其長寬比減小。按照鈦合金相變機理，由于第三重退火溫度為720℃，在這個溫度下保溫冷卻，初生等軸狀α相和β轉變組織會發生固溶轉換、分解和再結晶過程，原第二重退火組織中的初生等軸條塊狀α相從邊界開始溶解轉變，β轉變組織中的次生α相由于細小，更易于溶于基體，減少較多;其后在隨爐冷卻中，固溶的β相析出α相，這些析出的α相一般依附于原未溶的α相長大， β t 轉變組織呈板條束狀，初始α相連片長大且邊界模糊。

如圖7所示，和工藝4對比，工藝5的第三重退火溫度提高至800℃。可以看出，熱處理后其組織繼續粗化，等軸狀α相邊界模糊，呈不規則棉團狀，且連成片，其間的 β t 轉變組織呈短桿束狀，且其中 α相呈短粗條狀。

這是由于第三重退火溫度較高，原第二重退火組織中的初生等軸條塊狀α相從邊界溶解轉變較多， β t 轉變組織中的次生α相減少更多;其后在隨爐冷卻中，固溶的β相析出α相，這些析出的α相一般依附于原未溶的α相長大， β t 轉變組織呈短桿束狀，初始α相連片長大且邊界模糊。

圖8為按工藝6退火的金相組織，其第三重退火溫度為820℃，相比于工藝4、5，溫度更高。可以看出，初生等軸狀α相明顯球化，邊界較為清晰，面積增大且連成片， β t 轉變組織繼續短桿粗化，且其中α相呈粗長條狀。隨著第三重溫度的升高，初生等軸條塊狀α相及β轉變組織中的次生α相轉變溶解更多，其后在隨爐冷卻中，固溶的β相析出更多的α相，最后形成等軸球狀的α相和短桿束狀的 β t 轉變組織。

2.2 力學性能分析

表3為TC6管料在不同退火工藝參數下的室溫力學性能測試結果。圖9~圖12所示為根據表3所做TC6管料在不同退火工藝制度下的力學性能變化趨勢圖。

表3 TC6管料在不同退火工藝參數下的力學性能

如圖9、10所示，可以看出，TC6管料在0~3的退火工藝制度下，工藝1(雙重退火)的抗拉強度和屈服強度最高，而斷面收縮率、伸長率最低，工藝2(等溫隨爐冷卻)的抗拉強度最低，而斷面收縮率、伸長率最高，工藝3(等溫轉爐冷卻)居中。

工藝4、5、6為三重退火,從圖11、12可以看出，隨著第三重退火溫度的提高，呈現抗拉強度和屈服強度逐漸降低，而斷面收縮率、伸長率逐漸升高的趨勢。

如前所述，根據鈦合金的熱處理強化機理，α+β型鈦合金的強化與亞穩β相的分解所形成次生α相的含量與分布密不可分[11-12]。因此，可通過控制合理的熱處理工藝參數，實現鈦合金組織和強韌性的有效搭配。

本文中，工藝1的抗拉強度和屈服強度最高，這是由于其在920℃保溫后，β相固溶了較多的

β相穩定化元素，加之空冷速度較高，使 β相轉變為針狀 α ′或 α ′′馬氏體，后續的550℃退火起到了時效強化的效果。而工藝2的抗拉強度最低,是由于爐冷速度很低,難以起到固溶強化效果, β相直接轉變為 α +  β相，且由于冷速緩慢，在冷卻過程中，次生 α相析出且不斷長大，片層變粗[13]，一定程度上等軸狀長大[14]。期間還發生再結晶，粗化了初生 α相和 β轉變相，降低了位錯密度所致。

在拉伸過程中，材料從彈性變形、均勻塑性變形到徑縮斷裂，位錯的數量、運動和增殖起著關鍵性的作用，工藝2的抗拉強度和屈服強度均低于工藝3，斷面收縮率基本相當，伸長率略高于工藝3，分析原因，在于兩種工藝在920℃保溫后的冷卻方式不同，即工藝2隨爐冷，而工藝3轉爐冷，從圖4和圖5的金相可以看出，工藝2的初生 α相粗化， β轉變組織已經發生充分再結晶，其中的 α相再結晶長大粗化，長徑比變小，位錯減少且位錯移動阻力小，而工藝3的 β t 轉變組織還保持長板條狀，板條長徑比大，組織較為細膩，在拉伸過程中位錯的移動會受到較大阻力，反應為抗拉強度和屈服強度較高，塑性較低。

工藝4、5、6是在工藝1的基礎上增加了一道高溫退火處理(分別為720℃、800℃、820℃)。可以看出，隨著第三重退火溫度的提高，通過固溶、分解和再結晶過程，初生等軸 α相和 β轉變組織明顯粗化，初生等軸 α相球化， β轉變組織從板束狀轉換成短桿狀，次生 α相的長徑比變小，這會導致起到強化作用的位錯不斷減少，位錯移動阻力不斷變小，從而呈現隨著第三重退火溫度的提高，抗拉強度和屈服強度逐漸降低，而斷面收縮率、伸長率逐漸升高的趨勢。

2.3 沖擊韌性分析

根據金屬強化原理，組織的相界面面積越大，在沖擊過程中，裂紋擴展功消耗就越大，從而沖擊斷裂功就越大。鈦合金中，等軸組織、雙態組織、片層組織和網籃組織等不同的狀態對材料的沖擊韌性有很大影響[15]。同時，鈦合金中等軸 α相的尺寸、形貌及含量也會影響到合金的塑性和沖擊性能[16]。

根據目前鈦合金材料力學性能的研究成果，其材料強度與斷裂韌性間存在近似反比的關系[17]。有研究認為[18-21]，裂紋形成主要發生在初生 α相邊界處，裂紋形成功的大小主要和初生 α相形態和數量有關，裂紋擴展功和 β t 轉變組織的形態有關。在沖擊時，由于初生 α相的高塑性，初生 α相能在拉伸過程中吸收較多的應變，從而減輕應力集中程度[22-23]，位錯滑移時不易塞積，吸收變形功較多; β轉變組織中 α相長徑比變小，等軸化明顯，在裂紋擴展時，易于塑性變形，緩解裂紋的擴展速度，吸收功大。

表4 TC6管料在不同退火工藝制度下的沖擊韌性

如圖13所示，可以看出，在工藝1、2、3的退火工藝處理后，TC6的沖擊韌性，符合強度高、韌性低的規律[24]，其中工藝2的沖擊韌性最高，工藝1的沖擊韌性最低，對應兩者的金相可以看出，工藝2的初生 α相及 β t 轉變組織明顯粗化， β t 轉變組織中的次生 α相長徑比變小，趨于等軸化。這和上述分析的沖擊功主要取決于初生 α相形態和數量及 β t 轉變組織的形態的理論吻合。

如圖14所示，工藝4、5、6的三重退火也基本符合強度高、韌性低的規律。隨著第三重退火溫度的提高，抗拉強度和屈服強度逐漸降低，而沖擊韌性逐漸升高。從其組織對比可以看出，初生 α相逐漸等軸球化， β t 轉變組織從板條束狀逐漸轉變成短桿狀，次生 α相長徑比變小，逐漸等軸狀，這也符合沖擊功主要取決于初生 α相形態和數量及 β轉變組織的形態的理論。

值得注意的是，工藝4的三重退火后的抗拉強度及屈服強度均比工藝2高40MPa左右，但其沖擊韌性卻大大低于工藝2(差值約為21.2 J/cm2)。金相組織結果顯示，工藝2的初生 α相組織含量較多且呈現較為粗大的等軸化特征， β轉變組織中的次生 α相長徑比也較小。在沖擊過程中，初生 α相因其較少的邊界以及較高的塑性使得裂紋不易形成。此外，工藝2條件下 β轉變組織中 α相長徑比較小，在裂紋擴展過程中易于塑性變形進而緩解了裂紋擴展速度。

3 結論

本文通過對TC6鈦合金不同的退火工藝處理后進行金相觀察和力學性能檢測和分析，結論如下:

TC6在雙重退火和等溫退火的工藝中，第一重退火的冷卻方式影響其力學性能，爐冷方式冷速最慢，轉爐方式其次，空冷速度最快，冷速越快，相應強度越高，塑性和沖擊韌性越低，基本符合強度越高、韌性越低的規律;隨著冷速的變慢，等軸狀 α相逐漸連成一片，而 β轉變組織由針片狀轉換為短桿狀，組織粗化;

TC6在三重退火工藝中，在前兩重處理工藝相同的情況下，隨著第三重溫度的提高，強度逐漸降低，塑性和沖擊韌性逐漸提高，基本符合強度越高、韌性越低的規律;其中初生 α相逐漸等軸球化， β轉變組織從板條束狀逐漸轉變成短桿狀，次生 α相長徑比變小，逐漸等軸狀影響材料的強度、塑性和沖擊韌性;

TC6在不同的退火工藝中，工藝2(等溫隨爐冷卻)條件下的沖擊韌性最高，為82.5 J/cm2，分析表明沖擊韌性的大小主要取決于初生 α相形態和數量及 β t 轉變組織的形態。

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（注，原文標題：不同退火工藝對TC6鈦合金力學性能的影響_李鵬輝）

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